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INFLUENCIA EN EL CAMBIO DE LAS PROPIEDADES DE IMPACTO Y
DUREZA EN UN ACERO CON CONTENIDO DE Mn SUPERIOR AL 1%,
SOMETIDO A TEMPERATURAS INTERCRITICAS.
WILMER FELIPE JIMENEZ FONTALVO
JHON SEBASTIAN PAEZ RIVERA
Trabajo de grado presentado como requisito para optar por el título de
Ingeniero Mecánico
Dirigido por:
M. Sc CARLOS ARTURO BOHÓRQUEZ ÁVILA
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNOLÓGICA
INGENIERÍA MECÁNICA
BOGOTÁ D.C
2018
INFLUENCIA EN EL CAMBIO DE LAS PROPIEDADES DE IMPACTO Y DUREZA
EN UN ACERO CON CONTENIDO DE Mn SUPERIOR AL 1%, SOMETIDO A
TEMPERATURAS INTERCRITICAS.
WILMER FELIPE JIMENEZ FONTALVO
JHON SEBASTIAN PAEZ RIVERA
Dirigido por:
M. Sc CARLOS ARTURO BOHÓRQUEZ ÁVILA
UNIVERSIDAD DISTRITAL
FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNOLÓGICA
INGENIERÍA MECÁNICA
BOGOTÁ D.C
2018
Contenido
Resumen: ................................................................................................................ 8
Introducción ............................................................................................................. 9
Justificación: .......................................................................................................... 10
Objetivos: ............................................................................................................... 12
Objetivo general ................................................................................................. 12
Objetivos específicos .......................................................................................... 12
MARCO TEÓRICO ................................................................................................ 13
Diagrama FE-C ................................................................................................... 13
Tipos de fase ...................................................................................................... 15
Ferrita alfa α ....................................................................................................... 15
Transformaciones de fase ..................................................................................... 18
Transformaciones difusivas ................................................................................ 18
Transformación de la austenita ferrita ........................................................ 18
Ferrita alotriomórfica ....................................................................................... 20
FERRITA IDEOFORMICA ............................................................................... 20
Transformación austenitaperlita .................................................................. 21
Transformaciones desplazativas ........................................................................ 23
Transformación martensítica ........................................................................... 23
TRATAMIENTOS TÉRMICOS A TEMPERATURAS INTERCRITICAS ................. 29
TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS...................................................................... 29
Martempering .................................................................................................. 29
INFLUENCIA DEL MANGANESO EN LOS ACEROS ........................................ 30
ANTECEDENTES .................................................................................................. 32
METODOLOGÍA A IMPLEMENTAR ...................................................................... 37
SELECCIÓN DEL MATERIAL A TRATAR ............................................................. 38
FABRICACIÓN DE LAS PROBETAS PARA EL ENSAYO DE IMPACTO. ............ 40
DETERMINACIÓN DE TEMPERATURAS Y TIEMPOS PARA EL TRATAMIENTO
TÉRMICO .............................................................................................................. 42
Calculo de las temperaturas intercriticas y determinación de tiempos para los
tratamientos térmicos ......................................................................................... 42
Asignación de tiempos para el tratamiento ......................................................... 43
SECUENCIA DEL TRATAMIENTO TÉRMICO ...................................................... 44
Prueba piloto ...................................................................................................... 44
DIAGRAMA Y SECUENCIA DEL TRATAMIENTO ................................................ 45
ENSAYO DE IMPACTO ......................................................................................... 47
Resultados Ensayo de Dureza............................................................................... 52
PREPARACIÓN DE PROBETAS PARA MICROGRAFÍAS Y MICRODUREZA .... 55
MICRODUREZAS (HV) ......................................................................................... 56
PORCENTAJE DE FASES .................................................................................... 60
MICROSCOPIA ÓPTICA ....................................................................................... 63
ESPECTROSCOPIA DE ENERGÍA DISPERSIVA (EDS) ..................................... 70
DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS .................................................................... 75
Efecto del Mn en las propiedades del acero en estado comercial ...................... 75
Relación de las propiedades mecánicas obtenidas con los porcentajes de fase
presentes ............................................................................................................ 78
Conclusiones ......................................................................................................... 82
Bibliografía ............................................................................................................. 83
Listado de tablas
Tabla 1 Composición Química del Acero A-572 .................................................... 42
Tabla 2 Temperaturas intercriticas y de Inicio de transformación .......................... 42
Tabla 3 Secuencias de Tiempos para la ejecución del tratamiento ...................... 43
Tabla 4 Resultados prueba de Impacto para cada uno de las secuencias de
tratamiento ............................................................................................................. 48
Tabla 5 Deformación cualitativa de las probetas después de realizado el ensayo
de impacto ............................................................................................................. 51
Tabla 6 Resumen de los ángulos obtenidos a partir de la deformación de las
probetas después del ensayo de impacto, para cada una de las secuencias del
tratamiento ............................................................................................................. 52
Tabla 7 Valores de dureza obtenidas para las probetas seleccionadas de las
diferentes secuencias de tratamiento. ................................................................... 53
Tabla 8 Valores de microdureza obtenidos para las probetas seleccionadas de las
diferentes secuencias del tratamiento. ................................................................... 57
Tabla 9 Procesamiento de imagen para el porcentaje de fases para las probetas
seleccionadas de las diferentes secuencias del tratamiento. ................................ 62
Tabla 10 Porcentaje de fase según tiempo de permanecía en el horno ................ 63
Tabla 11 Micrografías Ópticas según secuencia de tratamiento, Nital 2% ............ 66
Tabla 12 Espectroscopia de energía dispersiva (EDS) ......................................... 74
Tabla 13 Durezas Promedio AISI/SAE 1020 ......................................................... 76
Tabla 14 Ensayo de impacto tipo Charpy AISI/SAE 1020 ..................................... 77
Tabla 15 Relación de los porcentajes de fase con respecto a las propiedades
obtenidas ............................................................................................................... 78
Listado de graficas
Gráfica 1 Diagrama de fase del hierro [1] .............................................................. 13
Gráfica 2 Diagrama de fase hierro-carbono [2] ...................................................... 14
Gráfica 3 Diagrama Secuencial del Tratamiento .................................................... 45
Gráfica 4 Secuencias del tratamiento a realizar..................................................... 47
Gráfica 5 Resultados prueba de Impacto para cada uno de las secuencias de
tratamiento ............................................................................................................. 48
Gráfica 6 Dispersión de Datos de Durezas obtenidos para las probetas
seleccionadas de las diferentes secuencias de tratamiento. ................................. 53
Gráfica 7 Valores Promedio de Dureza para las probetas seleccionadas de las
diferentes secuencias de tratamiento. ................................................................... 54
Gráfica 8 Dispersión de datos de Micro dureza obtenidos para las probetas
seleccionadas de las diferentes secuencias del tratamiento. ................................ 58
Gráfica 9 Valores de Microdureza obtenidos para las probetas seleccionadas de
las diferentes secuencias del tratamiento. ............................................................. 59
Gráfica 10 Relación de los porcentajes de fase con respecto a la deformación, en
las diferentes secuencias del tratamiento. ............................................................. 78
Gráfica 11 Relación de los porcentajes de fase con respecto a la dureza promedio,
en las diferentes secuencias del tratamiento ......................................................... 79
Gráfica 12 Relación entre valores obtenidos en los ensayos de dureza e impacto
(deformación) ......................................................................................................... 80
Listado de imágenes
Imagen 1 Microestructura interna de la ferrita [2] ................................................... 15
Imagen 2 Microestructura interna de la ferrita........................................................ 16
Imagen 3 Perlita enfriada en horno [4] ................................................................... 17
Imagen 4 Secuencia esquemática de la transformación de Austenita Ferrita. [9]
............................................................................................................................... 19
Imagen 5 Micrografía de un Acero AISI 1045 a 1000X templado desde 770°C y
templado desde temperaturas intercriticas con revenido de 4 horas a 550°C ....... 21
Imagen 6 Formación de la perlita ........................................................................... 22
Imagen 7 (b) Diagrama de transformación isotérmica (c) Microestructuras
obtenidas para una aleación de hierro-carbono eutectoide en función de la
velocidad de enfriamiento ...................................................................................... 23
Imagen 8 (a) Dureza de la martensita en función del contenido de carbono. (b)
Microfotografía de martensita con 0.8% de carbono. Las regiones grises similares
a placas son martensita; tienen la misma composición que la austenita original
(regiones blancas). Aumento: 1000. [14] ............................................................... 24
Imagen 9 Representación esquemática de la formación de martensita’ en los
granos de austenita . ............................................................................................ 25
Imagen 10 Ciclos térmicos típicos del austemperado en aceros y fundiciones
nodulares ............................................................................................................... 28
Imagen 11 Ilustración esquemática de la microestructura de la bainita superior e
inferior [21] ............................................................................................................. 28
Imagen 12 Orientación de corte, para obtener la mayor liberación de enrrgia [37] 40
Imagen 13 Dirección del Laminado, fotos a 100x, Nital 2% ................................... 40
Imagen 14 Especificaciones de elaboración de probetas Charpy Tipo A, segun
norma ASTM E-23 ................................................................................................. 41
Imagen 15 Medidas finales, después del mecanizado ........................................... 41
Imagen 16 Horno Eléctrico .................................................................................... 44
Imagen 17 Microestructuras obtenidas de la prueba piloto, 100x, Nital 2% ........... 45
Imagen 18 Pasos de preparación de las probetas, para micrografías ................... 56
Imagen 19 Concentración de fases del material ................................................... 57
Imagen 20 Microscopia Electrónica de Barrido según secuencia de tratamiento,
Nital 2% ................................................................................................................. 69
8
Resumen:
En este trabajo observaremos como es el cambio de las propiedades de impacto y
dureza, de un acero con un contenido de manganeso superior al 1%, cuando este
es sometido a un tratamiento térmico a temperaturas intercriticas. Además, cuál es
la influencia de los tiempos de duración del tratamiento, en la transformación
microestructural del material después de realización del tratamiento. Los ensayos
de impacto y dureza, se realizaron con la finalidad de identificar la fragilidad o
tenacidad del material, comparando el comportamiento antes y después de las
diferentes secuencias de tratamiento.
9
Introducción
En este proyecto se buscará evidenciar como es el comportamiento
microestructural de un acero A-572, y de los elementos que lo componen, cuando
son sometidos a una serie de tratamientos térmicos.
Así mismo, observaremos como es el comportamiento de las fases y la relación
de las mismas con las propiedades de impacto y dureza del material, durante el
proceso de transformación y como este se ve afectado dependiendo del tiempo
del tratamiento térmico al que se somete el material. Lo que se busca con los
tratamientos a temperaturas intercriticas es lograr combinar los
microconstituyentes en distintas proporciones, para alterar las características del
material.
Cuando se somete a un material a un tratamiento térmico, se busca alterar las
propiedades del material, para lograr suplir las diferentes necesidades, que se
tiene en el campo de la ingeniería y para cualquier aplicación en general, por ello
es importante conocer cómo se comportan los materiales y cuáles son las
condiciones necesarias para obtener resultados favorables, para una situación
específica.
10
Justificación:
Debido a que todas las aplicaciones mecánicas o industriales no son
necesariamente iguales y por consiguiente no requieren estrictamente de los
mismos materiales, elementos y/o propiedades, y en algunos casos son totalmente
diferentes entre sí, se necesitan materiales con características independientes que
satisfagan las restricciones o requerimientos, ya sean de diseño, operación, etc.
Sin embargo, no es muy factible elaborar un material nuevo, cada vez que se
necesite cumplir con una especificación; debido a que los procesos para obtener
aleaciones, fundiciones o cualquier otro tipo de material, demandan de bastantes
recursos, en términos de infraestructura, energía para la transformación del material
y la disponibilidad de los elementos que formaran el nuevo material; este consumo
de recursos no siempre es rentable en relación a la aplicación a realizar.
Por lo cual es de gran importancia ampliar la información que tenemos de los aceros
y cómo podemos obtener características que nos permitan satisfacer las exigencias
del mercado y al mismo tiempo buscar la forma de optimizar y disminuir costos con
el adecuado manejo de recursos. Lo que se busca con este tipo de estudios es
mejorar los sistemas de producción en todo el sector industrial y metalúrgico y es
por ello que se buscar profundizar en los conocimientos actuales de tratamientos
térmicos en los diferentes aceros.
Aunque un tratamiento térmico, también demanda una gran cantidad de energía y
de equipos para poder someter a un material a altas temperaturas, en cierto modo
es más sencillo tomar un material que se encuentra comercialmente en la industria
y mediante una serie de procesos térmicos modificar su microestructura, para
obtener mejores propiedades en el material; ya que la tecnología y los recursos
necesarios para la obtención de aceros especiales con diferentes aleantes, implica
un desarrollo mayor al que actualmente poseemos en la industria colombiana.
11
Además es relativamente más sencillo trabajar con los aceros que se encuentran
comerciales, ya que la adición de diferentes elementos para el mejoramiento de
las propiedades de los aceros se ha estado convirtiendo en una práctica común
por ejemplo el manganeso como aditivo en los aceros tiene gran importancia, pues
comercialmente es muy conocido, generando ciertas mejoras en los materiales, es
por ello que es importante conocer su comportamiento y versatilidad que se
presenta en los aceros, y como estos varían dependiendo del tratamiento térmico
al que fueron sometidos
12
Objetivos:
Objetivo general
Determinar la transformación microestructural y el cambio en las
propiedades de un material con un contenido de Mn superior al 1%,
sometiéndolo a temperaturas intercriticas.
Objetivos específicos
Determinar la secuencia de tiempos y temperaturas para el
tratamiento térmico a partir de la composición química del material.
Realizar las pruebas de impacto según la norma ASTM E23 y la
prueba de dureza según la norma ASTM E18
Observar los cambios microestructurales, en base a los tratamientos
térmicos a los que se va a someter el material.
Establecer la influencia de los tiempos y las temperaturas, en las
propiedades de impacto y dureza en un material con un contenido de
Mn superior al 1%
13
MARCO TEÓRICO
Diagrama FE-C
El hierro puro sufre cambios de la estructura cristalina cuando se somete a
temperaturas elevadas, cuando se encuentra a temperatura ambiente es conocido
como ferrita (α) y su estructura es BCC, a 912 °C la estructura cristalina cambia a
FCC y esta fase se conoce como austenita (γ), cuando se llega una temperatura de
1394 °C volvemos a encontrarnos con una estructura BCC y es conocida como
ferrita δ que se funde al alcanzar 1538 °C. Los puntos triples donde coexisten tres
fases simultáneamente se pueden apreciar en la Grafica 1
Gráfica 1 Diagrama de fase del hierro [1]
En el primer punto triple que se encuentra a temperatura de 912 °C se encuentra
las fases ferrita, austenita y vapor; el segundo se presenta a una temperatura de
1394 °C donde coexisten la austenita, vapor y ferrita δ; y en el último punto se
presenta vapor, líquido y ferrita δ a una temperatura de 1538°C.
14
Los aceros estructurales primarios y las fundiciones en su esencia son aleaciones
de hierro carbono, siendo estos un sistema binario fundamental en el campo de la
ingeniería. A continuación, en la Grafica 2, se muestra el diagrama de fase, donde
la composición del carbono se muestra hasta 6,70% en peso de C
Gráfica 2 Diagrama de fase hierro-carbono [2]
El límite de composición del eje horizontal coincide con la cementita (Fe3C) que se
muestra como una línea vertical. Así, el diagrama hierro-carbono se divide en dos
partes generales: una parte donde predomina el hierro, que coincide con la
mostrada en la Grafica 2 y otra parte (no mostrada) que empieza después del 6,70
de carbono y termina cuando su composición es de 100% (grafito puro).
15
El carbono es un soluto intersticial en el hierro y forma disoluciones solidas con la
ferrita α, con la ferrita δ y con la austenita. En la ferrita α BCC sólo son solubles muy
pequeñas concentraciones de carbono; la solubilidad máxima es de 0,022% en peso
y corresponde a 727°. Esta pequeña solubilidad se explica teniendo en cuenta la
forma y el tamaño de las posiciones intersticiales de la estructura BCC, que
dificultan la acomodación de los átomos de carbono [2]. El carbono es un elemento
que así este en poco porcentaje puede cambiar las propiedades mecánicas de la
ferrita.
Tipos de fase
Ferrita alfa α
La ferrita alfa es el nombre designado para la solución solida α. Su estructura
cristalina es BCC y los átomos tienen una distancia interatómica (Ao) de 2,86. Su
composición máxima en carbono solo disuelve en 0,022% C a una temperatura de
727 °C. Hasta los 911 °C se presenta esta fase, disolviendo con un muy bajo
contenido de carbono, como se muestra en la Grafica 2. Los granos de la Ferrita se
caracterizan por tener bajos contenidos de carbono como se puede observar en la
siguiente imagen:
Imagen 1 Microestructura interna de la ferrita [2]
16
Ferrita Delta δ
Esta fase inicia a los 1394 °C donde se presenta una reducción en la distancia
interatómica, presentándose nuevamente una estructura cristalina BCC, la máxima
solubilidad de carbono es de 0, 08% y se da a una temperatura de 1495 °C, y a
partir de 1538 °C inicia la fusión del hierro puro, como se muestra en la Grafica 2
El carbono muy difícilmente se disuelve en la ferrita δ, esta fase también posee
características magnéticas y es muy blanda.
Austenita γ
La austenita o hierro γ, solo puede ser estable por encima de los 727° C, la
solubilidad máxima del carbono en austenita es de 2,11% en peso a una
temperatura de 1148° C. Esta solubilidad es aproximadamente 100 veces superior
que la máxima para la ferrita BCC, ya que las posiciones intersticiales de la
estructura FCC tienen la forma adecuada para que al llenarse de átomos de
carbono, la deformación impuesta a los átomos de hierro vecinos sea mucho menor
[2]
Imagen 2 Microestructura interna de la ferrita
17
Como cualquier otro diagrama de fase, el sistema de hierro-carbono se podría
extender desde 0% de carbono hasta 100%. Sin embargo, el porcentaje de carbono
dentro del acero es de 6.7%. Sobre este límite, el carburo de hierro (Fe3C) se
precipita hacia afuera en una fase dura y frágil llamada cementita. Como resultado,
el diagrama de fase utilizado para analizar el acero es en realidad un diagrama de
hierro -carburo y termina en un porcentaje de 7,7 de carbono [3], como se muestra
en la Grafica 2.
Perlita
La perlita es una fase que está conformada por dos fases, ferrita y cementita, esta
se muestra en forma de laminadas alternadas como se muestra en la imagen 3, y
aparece cuando el acero se somete a un enfriamiento lento a temperatura
eutectoide. El nombre es debido a que tiene similitud a una perla cuando se observa
microscópicamente.
Imagen 3 Perlita enfriada en horno [4]
Mecánicamente la perlita tiene propiedades compartidas de la ferrita, blanda y dúctil,
por otro lado la cementita, dura y quebradiza. Las propiedades también se ven
influenciadas por los espesores de capa de la ferrita y la cementita, así la perlita fina
es más dura y resisten en comparación con la perlita gruesa.
18
Martensita
La martensita, llamada así en honor al metalurgista Adolf Martens, es el nombre
usado para designar la microestructura más dura encontrada en los aceros al
carbono templados [5]. En los aceros la martensita surge de la transformación de la
austenita en el enfriamiento, y tiene la misma composición que está, pues la
transformación es adifusional. Cuando el acero se enfría rápidamente, los átomos
no tienen el tiempo suficiente para repartirse entre la cementita y la ferrita, si no que
quedan en lugares octaédricos en una estructura cubica centrada en el cuerpo
(BCC), así se produce la martensita.
Los aceros con una estructura martensítica son duros y resistentes, pero a su vez
son frágiles y poseen baja ductilidad, su dureza depende en gran medida del
contenido de carbono.
Transformaciones de fase
En los tratamientos térmicos es importante tener en cuenta la velocidad de
enfriamiento, ya que a partir de esta se pueden obtener como resultado diferentes
transformaciones de fase, a continuación, se describen las más importantes para
este trabajo.
Transformaciones difusivas
En las transformaciones difusivas se reordena la estructura cristalina a partir del
fácil desplazamiento de los átomos a través de las intercaras de la estructura.
Transformación de la austenita ferrita
La cinética de esta transformación cuando se realiza un calentamiento está
controlada por dos procesos que suceden simultáneamente, la formación de
austenita y la disolución de carburos, la disolución de estos carburos está precedida
de la esferoidización de ellos, la cual brinda la energía necesaria para que ocurra la
transformación debido a la disminución del área superficial, sabiendo que la
solubilidad de carbono en la ferrita que es menor a 0.025%, muy baja comparada
19
con la del carbono en la austenita que es superior al 2% [6], la nucleación y la
formación de la austenita es un requisito indispensable para la disolución del
carbono.
Para que la ferrita que no contienen carbón (< 0.2% C) se nuclee en una región
dada de austenita que contiene mucho más carbón, varios cambios deben de
ocurrir. Debe haber, además de una fluctuación en el contenido de carbón, un
cambio en el arreglo cristalográfico de los átomos, esto significa generar una nueva
interfaz y un pequeño cambio en volumen [7]
La formación y crecimiento de la austenita tiene algunas características importantes.
Durante el tratamiento a temperaturas intercríticas la austenita se forma
preferentemente a lo largo de los límites de grano de la ferrita con lo cual los
carburos pueden suministrar rápidamente los átomos de carbono para la
formación de la austenita.
El crecimiento de la austenita se da en los límites de grano, pero el
crecimiento disminuye después que estos límites se saturan de partículas de
austenita.
Cuando los límites de grano se saturan de austenita, la austenita que se está
formando toma la forma de placas de ferrita Widmanstatten que se forma
más rápidamente. [8]
A continuación, se muestra la secuencia de transformación de la austenita:
Imagen 4 Secuencia esquemática de la transformación de Austenita Ferrita. [9]
20
Ferrita alotriomórfica
La ferrita alotriomórfica es la variedad de la ferrita que se forma a más altas
temperaturas por debajo de la temperatura A3 del diagrama de fases, es decir, con
menores subenfriamientos. La palabra alotriomórfica procede del griego y su
significado es “forma extraña”. En efecto, aunque la ferrita alotriomórfica es una fase
cristalina en estructura interna, su aspecto microestructural no lo parece. La
superficie que limita microestructuralmente el cristal no es regular y no representa
la simetría de su estructura interna. [10]
La ferrita Alotriomórfica generalmente nuclea a lo largo del límite del grano de la
austenita. Primero crece lateralmente a lo largo de la frontera y después crece
perpendicularmente en el grano de austenita. Hay ausencia de cualquier cambio de
forma macroscópica, y sólo se observa un cambio de volumen. Durante la
nucleación, los cristales de ferrita alotriomórfica exhiben una relación de orientación
preferente con los granos de austenita (γ1). La relación de orientación es por lo
general del tipo Kurdjumov-Sachs (KS) [11].
FERRITA IDEOFORMICA
Se forma generalmente de forma intergranular presumiblemente en las inclusiones
o lugares de nucleación heterogéneos. La transformación de la ferrita Alotriomórfica
e Idiomórfica corresponden al mismo fenómeno, la descomposición de la austenita
en ferrita de forma difusional tiene lugar en un rango de temperaturas similares. Sin
embargo datos experimentales muestran que la ferrita Idiomórfica se forma en un
intervalo de temperaturas que va desde unos grados por debajo de A3 hasta
temperaturas de inicio de transformaciones no difusionales como la de la martensita
es decir MS. El lugar de nucleación pueden ser inclusiones, estas deberán tener un
tamaño suficientemente grande para formar un núcleo de ferrita, o en otro caso el
tamaño de la austenita debe ser grande de forma que se puedan nuclear
21
intragranularmente y sea comparable con la nucleación en el límite de grano, [12]
este fenómeno se presenta por que el límite de grano tiene mayor superficie que las
inclusiones.
Esta estructura es más fácil de encontrar en uniones soldadas en las cuales la ZAC
presenta un aumento del tamaño de grano por la cantidad de energía suministrada
al momento de realizar el cordón de soldadura. La figura 10 muestra las estructuras
de este tipo de ferrita en un acero AISI 1045 templado desde temperaturas
intercríticas con revenido de 4 horas a 550C [8] .
Imagen 5 Micrografía de un Acero AISI 1045 a 1000X templado desde 770°C y templado desde temperaturas
intercriticas con revenido de 4 horas a 550°C
Transformación austenitaperlita
Cuando la austenita se enfría con una concentración intermedia de carbono, surge
la fase denominada ferrita, pero esta presenta un contenido más bajo de carbono,
y simultáneamente aparece la cementita, con un porcentaje mayor en carbono, así
los átomos se comienzan a difundir hasta alcanzar el arreglo de fase perlítica.
22
Imagen 6 Formación de la perlita
En la imagen 4 se muestra, esquemáticamente, como el carbono busca la
cementita, cambiando microestructuralmente, el material tuvo una reacción
eutectoide. Los átomos de carbono difunden de la región ferrítica a las capas de
cementita para conseguir la concentración del 6,70% en peso de C y la perlita se
propaga, a partir de los límites de grano al interior de los granos austeníticos. La
perlita forma láminas porque los átomos de carbono necesitan difundir la distancia
mínima dentro de esta estructura [13].
La transformación de austenita a perlita queda mejor ilustrada en la imagen 7. Este
diagrama se conoce como diagrama de concentración isotérmica (IT) o diagrama
de transformación tiempo temperatura (TTT); Se elaboran a partir de datos que
muestran el porcentaje de austenita que se transforma en perlita. Mientras más
elevada sea la temperatura o más largo sea el tiempo, mayor será el porcentaje de
austenita transformada en perlita.
Para cada temperatura a la que se somete un acero, existe un tiempo mínimo para
que se inicie la transformación, y es muy importante porque define la velocidad
23
crítica de enfriamiento; cuando los tiempos son más largos, la austenita se comienza
a transformar en perlita.
Imagen 7 (b) Diagrama de transformación isotérmica (c) Microestructuras obtenidas para una aleación de
hierro-carbono eutectoide en función de la velocidad de enfriamiento
Transformaciones desplazativas
Esta no posee la suficiente movilidad, por lo que tienden a concentrarse y permite
la difusión de los granos vecinos.
Transformación martensítica
Cuando la austenita se enfría a alta velocidad (como si templara en agua), su
estructura FCC se transforma en una estructura tetragonal centrada en el cuerpo
(BCT). Ésta se puede describir como un prisma rectangular centrado en el cuerpo,
que se alarga ligeramente a lo largo de uno de sus ejes principales. Esta
microestructura se llama martensita (bautizada así en honor de A. Martens, 1850-
1914). Debido a que la martensita no tiene tantos sistemas de deslizamiento como
una estructura bcc (y el carbono se encuentra en posiciones intersticiales), es muy
24
dura y frágil (fig. 4.15); no tiene tenacidad y, por lo tanto, su uso es limitado. La
transformación de la martensita ocurre casi instantáneamente porque no implica el
proceso de difusión, sino un mecanismo de deslizamiento (esto es, deformación
plástica), un fenómeno dependiente del tiempo que también es el mecanismo en
otras transformaciones [14].
Imagen 8 (a) Dureza de la martensita en función del contenido de carbono. (b) Microfotografía de martensita
con 0.8% de carbono. Las regiones grises similares a placas son martensita; tienen la misma composición que
la austenita original (regiones blancas). Aumento: 1000. [14]
Los aspectos característicos de la transformación martensítica en aceros al carbono
son las siguientes:
1. La transformación martensítica se realiza con el enfriamiento rápido del
acero en un medio como por ejemplo el agua, desde una temperatura superior a 𝐴1,
evitando la difusión carbono para que se transforme la austenita en dos fases
(ferrita y cementita), la concentración de carbono en la martensita es la misma de la
austenita. La principal diferencia entre la transformación martensítica y la de la
perlita es que la primera es sin difusión. La imagen 9 muestra esquemáticamente
como se forma la martensita en los granos de austenita.
25
Imagen 9 Representación esquemática de la formación de martensita’ en los granos de austenita .
2. La transformación de la austenita en martensita empieza a una temperatura
llamada: inicio de transformación de la martensita (𝑀𝑠, 𝑀𝑎𝑟𝑡𝑒𝑛𝑠𝑖𝑡𝑒 𝑠𝑡𝑎𝑟𝑡), 𝑀𝑠 no
depende de la velocidad de enfriamiento sino del contenido de elementos aleantes
en el acero en particular. Existen varias expresiones para su cálculo aquí se
presenta la elaborada por Andrews [15]:
𝑀𝑠 = 512 − 453%𝐶 − 30.4%𝑀𝑛 − 17.7%𝑁𝑖 − 12.1%𝐶𝑟 − 11%𝑆𝑖 − 7%𝑀𝑜 (1)
La ecuación 1 Muestra como los elementos aleantes disminuyen la temperatura, a
estos elementos se les conoce como estabilizadores del campo austenitico. Para
aceros simplemente aleados o de baja aleación, esta temperatura esta entre los
320C y los 380C. La temperatura final de la transformación se puede calcular con
la siguiente expresión en F [16]:
𝑀𝑓 = 𝑀𝑠 − 387 (2)
En grados centígrados se tiene
𝑀𝑓 =(((1.8𝑀𝑠+32) −387)−32)
1.8 (3)
3. Al terminar el enfriamiento sobre el intervalo 𝑀𝑠 − 𝑀𝑓 se termina la formación de
la martensita, si la temperatura 𝑀𝑓 es menor a la temperatura ambiente puede
quedar algo de austenita retenida, surgiendo la necesidad de realizar tratamientos
a temperaturas subcero o deformaciones plásticas que ayuden a transformar esta
austenita retenida.
26
4. A diferencia de la transformación perlítica, la martensita no tiene un periodo de
incubación sino que cierta cantidad de martensita se transforma instantáneamente
por debajo de 𝑀𝑠. Para el cálculo de la fracción volumétrica de la martensita que se
forma a partir de la austenita se obtuvo una expresión por parte de Koistinen y
Marburger:
𝜉𝑚 = 𝜉𝛾 (1 − 𝑒𝑥𝑝(−Ω(𝑀𝑠 − 𝑇))) (4)
Donde 𝜉𝑚 y 𝜉𝛾 son las fracciones volumétricas de Martensita y Austenita
respectivamente y Ω es un factor de transformación que para los aceros tiene un
valor de 0.011 y está basado en la composición química. [17]. Para los tratamientos
realizados a temperaturas intercríticas esta expresión no se puede utilizar [18].
5. Durante el enfriamiento por debajo de 𝑀𝑠 la cantidad de martensita se incrementa
rápidamente debido a la rápida formación de las nuevas láminas, las láminas
formadas inicialmente no crecen con el tiempo, a diferencia de la perlita donde las
nuevas colonias se nuclean y las anteriores continúan creciendo.
6. Existe cierta relación de la estructura de la martensita relativa a la orientación de
la estructura de la austenita, mientras que en el caso de la mezcla eutectoide de la
perlita se observa una orientación al azar con respecto a los granos iniciales de la
austenita.
Por su morfología la martensita se puede clasificar en dos tipos básicos: martensita
laminar y martensita masiva. La martensita tiene forma de delgadas láminas
lenticulares y pueden no ser paralelas entre sí, las láminas que se forman primero
pasan a lo largo del grano de austenita dividiéndolo, pero sin atravesar los límites
de grano, entonces el tamaño de las agujas está limitado por la dimensión del grano
de austenita, si el grano de austenita es pequeño, las láminas aciculares de la
martensita son tan pequeños que la estructura de la martensita no se puede ver en
la microsección de sus especímenes. Esta martensita se denomina no estructural,
y la cual es deseable
27
4.1.2 Transformación bainitica
En el estudio de las transformaciones de fase que presentan las aleaciones Fe-C,
se ha encontrado que, a temperaturas intermedias entre las correspondientes a la
formación de perlita y martensita, la austenita se descompone en un producto
microestructuralmente diferente a las previamente mencionadas. Este fue llamado
de diferentes formas hasta que finalmente se generalizó con el nombre de bainita,
en honor a Bain [19], quien la descubrió desarrollando sus trabajos en la
construcción de diagramas TTT.
El ciclo térmico de austemperado de la fundición nodular o del acero se muestra en
la imagen 8. El primer paso consiste de un calentamiento del material hasta la
temperatura de austenización, en la cual debe mantenerse por un tiempo suficiente
para permitir una completa homogeneización de la composición de la austenita.
Enseguida el componente es rápidamente transferido a un baño de aceite o de sal
líquida mantenido a una temperatura en el rango entre 200◦C y 500◦C, donde
permanece por un tiempo necesario para finalizar la transformación de acuerdo al
diagrama de transformación isotérmica del material. La velocidad de transferencia
de un medio a otro debe ser tan rápida como sea necesario para evitar la formación
de ferrita o perlita durante el enfriamiento hasta la temperatura de austemperado.
Finalmente, el componente es enfriado en agua o al aire hasta temperatura
ambiente [20].
28
Imagen 10 Ciclos térmicos típicos del austemperado en aceros y fundiciones nodulares
La microestructura bainitica se caracteriza por la formación de placas o listones de
ferrita supersaturada con carbono; este elemento, dependiendo de la temperatura
de transformación, se difunde hacia la austenita residual promoviendo la
precipitación de carburos (bainita superior) o precipita como carburos dentro de la
placa de ferrita (bainita inferior) . Esto se puede observar esquemáticamente en la
imagen 9.
Imagen 11 Ilustración esquemática de la microestructura de la bainita superior e inferior [21]
29
TRATAMIENTOS TÉRMICOS A TEMPERATURAS INTERCRITICAS
TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS
Algunos tratamientos térmicos, donde el enfriamiento de las piezas no se hace de
manera regular y progresiva, pues este se interrumpe o se somete a diferentes
temperaturas durante periodos de tiempo diferentes, en los que un material
permanece a temperatura constante, y lo anterior es dependiente de la composición
del acero y las propiedades que se desean obtener, los tratamientos más conocidos
son:
Martempering
Este tratamiento se efectúa calentando el acero y manteniéndolo a una temperatura
superior a la crítica durante un tiempo suficiente para su completa austenización y
enfriándolo luego en un medio de fluido caliente como sales fundidas, aceite a una
temperatura que debe ser superior al punto Ms; el material debe permanecer en el
baño caliente el tiempo suficiente para conseguir que toda la masa del acero
alcance e iguale la temperatura del baño o sea uniforme, seguidamente la pieza se
enfría al aire [22]. De este modo la formación de martensita ocurre en una forma
uniforme en toda la masa del acero evitando la formación de excesivas tensiones
residuales [23]. La microestructura del material en este temple es austenita retenida
más martensita, menos tensionada que en el temple escalonado [24].
30
INFLUENCIA DEL MANGANESO EN LOS ACEROS
El manganeso es un agente aleante presente en la mayoría de aceros comerciales,
pero cuando el contenido del mismo supera el 1%, se considera como un acero
aleado al manganeso. Este proporciona el equilibrio necesario ante los
inconvenientes del azufre y del oxígeno, presentes en los procesos de fabricación.
Con el oxigeno
El manganeso es un desoxidante que evita que se desprendan gases, en la
solidificación del acero y se originen poros y rechupes en la fabricación del acero.
Con el azufre
El manganeso en los aceros nos permite laminar y forjar, porque el azufre que suele
encontrarse en los aceros, forma sulfuros de hierro, que tiene muy bajo punto de
fusión (981º aprox.), y en que temperaturas de trabajo en caliente se funde y
fragilizan.
Además el manganeso en los aceros, aumenta su resistencia, templabilidad y
maquinabilidad, siendo interesante destacar que es un elemento de aleación
relativamente barato. [25]
Tiene la menor tendencia hacia la macro segregación que cualquier otro de los
elementos comunes. Aceros por debajo del 0.60% Mn no pueden ser fácilmente
rimados. El manganeso es benéfico para la calidad de la superficie en todos los
rangos de carbono (a excepción de los aceros rimados extremadamente bajos en
carbono) y es particularmente beneficioso en aceros resulfurados. Esto contribuye
en dureza y resistencia, pero a un menor grado que el carbono la cantidad del
incremento es dependiente del contenido de carbono. Incrementando el contenido
de manganeso decrece la ductilidad y soldabilidad, pero en menor proporción que
con el carbono. El manganeso tiene un efecto fuerte sobre el incremento de la
templabilidad el material. [26]
31
Los aceros austéniticos con altos contenidos de manganeso (superiores al 10%),
se denotan como aceros Hadfield, cuya principal propiedad mecánica es su gran
resistencia al desgaste, ya que el manganeso fomenta la aparición de carburos. Los
aceros Hadfield son usualmente menos resistentes a la abrasión que las fundiciones
blancas martensíticas o los aceros de alto carbono martensíticos, pero son mucho
más resistentes que las fundiciones blancas perlíticas o aceros perlíticos. Poseen
baja resistencia a la pues se oxida rápidamente.
El contenido de carbono incrementa la resistencia de los aceros austeníticos al
manganeso por encima del rango del acero grado A de la norma ASTM A 128, hasta
1.05%C. En el rango entre 1.05 y 1.35%C se estabiliza la resistencia en 827 MPa
(120Ksi); El aumento en el porcentaje de carbono dificulta cada vez más la
obtención de austenita saturada en carbono, por tanto se van a presentar carburos
en los límites de grano lo cual producirá reducción en la resistencia a la tensión y
disminución en la ductilidad del material.
El manganeso disminuye las velocidades críticas de enfriamiento durante el temple;
con más de un 3%Mn, el enfriamiento al aire produce estructuras bainíticas y, si el
contenido es mayor estructuras martensíticas; de ahí que su efecto sobre la
templabilidad sea mayor que el de otros aleantes comunes. [27]
32
ANTECEDENTES
A continuación, se lista una serie de trabajos referentes a materiales con alto
contenido de manganeso, sometidos a diversos tratamientos térmicos:
En el año 2017 J. Prada y L, Cortes, sometieron una muestra de acero ASTM A572
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. Obteniendo los siguientes resultados:
Generando como conclusión de las pruebas de impacto que 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. [28]
33
En el año 2017 D. Domínguez y A. Gomez, presentaron un trabajo en el que se
establece una investigación en la cual se muestra la caracterización microestructural
de un acero ASTM A-572 Grado 50, previamente sometido a tratamientos térmicos
de revenido de 5 y 10 minutos a temperatura de inicio de transformación
martensitica de 400 °C, y 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. Realizados los tratamientos térmicos se procedió a analizar
metalograficamente el material y por medio de ensayos de dureza y microdureza se
determinó 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-martensitica, evidenciando
mejoras en la dureza del acero ASTM A-572 GR 50. Obteniendo como resultados
de dureza las siguientes graficas:
Con lo cual concluyeron que la dureza obtenida posteriormente a realizados los
tratamientos térmicos de temple y revenido, se mostró en una tendencia muy
estable durante las comparaciones con el material base, sin embargo si es de
resaltar que la mayor dureza mostrada en el acero ASTM A-572 grado 50, fue
cuando se realizó el temple a 810°C sin revenido, mostrando que en este caso el
tiempo de permanencia en el revenido estabilizó un rango promedio de dureza en
el material. [29]
34
M. Maleque, Y. Poon, H. Masjuki en el año 2004 hacen un tratamiento térmico
intercrítico (IHT) sobre las propiedades mecánicas del acero aleado AISI 3115. El
acero fue tratado térmicamente de manera intercrítica a un rango de temperatura
de 730–830 ° C seguido de enfriamiento con agua. Las propiedades de resistencia
a la tracción, fatiga, dureza y microestructura se evaluaron a partir de las pruebas
mecánicas y el análisis metalográfico, respectivamente. Los resultados
experimentales mostraron que la resistencia a la tracción aumenta, pero la
resistencia al impacto disminuye al aumentar la temperatura intercrítica, en
correspondencia con el aumento de la cantidad de martensita en el acero. Se
encontró que las microestructuras resultantes son predominantemente ferrita con
martensita, lo que se conoce como "aceros de fase dual". Esto indica que tanto la
matriz de ferrita blanda como la dúctil y las partículas de martensita fuertes y
resistentes desempeñan un papel importante en la determinación de las
propiedades de fase dual, especialmente el comportamiento de rendimiento
continúo del acero. Los resultados del análisis fractográfico también se discuten en
este documento. A continuación se muestra los resultados que se obtuvieron de la
prueba de impacto para diferentes temperaturas intercríticas.
La curva de energía de impacto de Charpy muestra que la energía de impacto
disminuye desde el estado inicial sin tratamiento térmico a medida que aumenta la
35
temperatura de la prueba intercrítica. El acero recibido tiene el mayor valor de
energía Charpy (109 J). A 760 y 780 ◦C, el valor se redujo significativamente, pero
aumentó de nuevo a 800 y 830 ◦C. La caída repentina a 730 y 760 ° C se debe al
comportamiento cambiante del acero de dúctil a frágil a cierta temperatura alta,
similar a la transición dúctil a frágil dentro de este rango de baja temperatura. [30]
En el año 1991 Y. Sakuma, O. Matsumura, y H. Takechi estudiaron las
propiedades y funciones de microconstituyentes, como el Si y Mn, para mejorar la
conformabilidad de las láminas de acero con microestructuras mixtas. A partir del
recocido de una chapa de acero que se sometió a un rango de temperaturas
intercríticas, se obtuvo equilibrio entre resistencia y ductilidad, muy superior al de
otros aceros de fase dual debido a la plasticidad inducida por la transformación
(TRIP). El tiempo de mantenimiento en el rango de transformación de bainita varía
con la temperatura, dependiendo de la energía de activación de la difusión de
carbono en austenita, y cambia a tiempos más largos a medida que se adiciona más
Si o Mn. La velocidad de enfriamiento óptima de la región intercrítica se reduce con
un aumento del contenido de Mn, pero no está influenciada por el contenido de Si.
El Mn adicional hace que el contenido de austenita retenida sea mayor, por el
contrario, el Si no afecta el contenido retenido de austenita, pero mejora el
alargamiento uniforme al aumentar su estabilidad.
Una adición excesiva de Si o Mn aumenta el contenido de austenita retenida pero
no mejora la combinación de resistencia y ductilidad, ya que esta austenita retenida
tiene una C general más baja y, por lo tanto, una estabilidad más baja. [31]
En el año 2011 M. CALCAGNOTTO, D. PONGE, y D. RAABE, estudiaron el efecto
en dos aceros al carbono con diversos contenidos de manganeso (PCT del WT de
0,87 y el PCT del WT 1,63) fueron refinados a aproximadamente 1 µm mediante
una gran deformación en caliente y posteriormente se sometieron a recocido
intercrítico para producir un acero de doble fase de ferrita/martensita de grano
36
ultrafino. La influencia del contenido de Mn en la evolución de la microestructura se
estudia mediante microscopía electrónica de barrido (SEM). La distribución de Mn
en ferrita y martensita se analiza mediante difracción de retrodispersión electrónica
de alta resolución (EBSD) combinada con espectroscopía de rayos X de dispersión
de energía (EDX). Los hallazgos experimentales están respaldados por los
diagramas de fase calculados, las composiciones de fase de equilibrio y las
distancias de difusión estimadas utilizando Thermo-Calc (Software Thermo-Calc,
McMurray, PA) y Dictra (software Thermo-Calc).
El Mn mejora sustancialmente la estabilidad del tamaño de grano durante el
recocido intercrítico y la capacidad de la austenita para experimentar la
transformación de la fase martensítica. La primera observación se explica en
términos de la alteración de las temperaturas de transformación de fase y la
movilidad del límite del grano, mientras que la segunda es el resultado del
enriquecimiento de Mn en cementita durante una una gran deformación en caliente,
que es heredada por la austenita recién formada y aumenta su endurecimiento. Esta
última es la razón principal por la que el material de grano ultrafino presenta una
capacidad de endurecimiento que es comparable con la capacidad de
endurecimiento del material de referencia de grano grueso.
Obteniendo entre sus conclusiones que el Mn mejora la estabilidad del tamaño del
grano reduciendo la temperatura Ac1 y, por lo tanto, el recocido intercrítico
temperatura; ampliando el campo trifásico α + γ + cem en el que se inhibe el
crecimiento del grano; en la refinación de cementita, que causa un efecto de fijación
más eficiente; y reduciendo la movilidad del límite de grano por arrastre de soluto.
[32]
37
METODOLOGÍA A IMPLEMENTAR
Para la realización de este proyecto, primero se determinará el material que va
sujeto de estudio y la composición química del mismo, con la cual se determinaran
las temperaturas críticas de transformación microestructural del material y así
mismo las temperaturas a las cuales se va a someter el material en el tratamiento
térmico.
Para la realización del tratamiento térmico se hará uso de los hornos eléctricos
ubicados en el laboratorio de tratamientos térmicos de la Universidad Distrital,
ubicados en los bloques once y doce, de la Facultad Tecnológica. Sometiendo al
material a una temperatura específica, durante un tiempo determinado, y
posteriormente se llevará al material a una temperatura menor durante diferentes
lapsos de tiempo, para concluir con un temple en aceite.
La elaboración de las probetas se llevará a cabo según la norma ASTM E23, el
método de ensayo a realizar es el del péndulo de Charpy. Además, se realizará el
ensayo de dureza según la norma ASTM E18 “métodos de prueba estándar para la
dureza de Rockwell”.
Posteriormente, se seleccionarán una muestra de todas las probetas, para el
estudio de microscopia óptica y electrónica, las imágenes microestructurales del
material a analizar, se obtendrán con el microscopio Axio Observer D1m y mediante
la Microscopia Electrónica de Barrido (SEM por sus siglas en inglés).
Adicionalmente, se realizará una toma de Microdurezas con el Microdurómetro
Shimadzu HMV-2, y un cálculo aproximado del porcentaje de fases presentes en el
material, antes y después de los tratamientos.
38
SELECCIÓN DEL MATERIAL A TRATAR
Para la selección del material, se procedió a consultar que aceros con contenidos
de manganeso superior al 1% se consiguen comercialmente en la actualidad, dentro
de los cuales encontramos:
Acero BÖHLER M201, M238 y M261, cuyo contenido de Mn es de 1.50, 1.50 y 2.0,
respectivamente, este tipo de aceros son muy utilizados para moldes de
transformación de materiales plásticos, porta moldes para moldes de plástico, para
componentes de maquinaria.
Acero BÖHLER W302, con un contenido de manganeso de 1.40, es un acero para
herramientas de trabajo en caliente de gran resistencia. Principalmente para el
procesamiento de aleaciones de metales ligeros, como mandriles, troqueles y
recipientes para tubos de metal y extrusión, herramientas de extrusión en caliente,
herramientas para fabricación de cuerpos huecos, herramientas para producción de
tornillos, tuercas, remaches y pernos. [33]
Acero A-572, cuyo contenido de manganeso es de en promedio 1.35, para herramientas
de trabajo en caliente de gran resistencia. Principalmente para el procesamiento de
aleaciones de metales ligeros, como mandriles, troqueles y recipientes para tubos de
metal y extrusión, herramientas de extrusión en caliente, herramientas para fabricación
de cuerpos huecos, herramientas para producción de tornillos, tuercas, remaches y
pernos. [34]
Acero AISI O1, con un contenido de Mn entre 1-1.4%, se caracteriza por ser un
acero para herramientas, para trabajos en frío, de gran dureza superficial después
del temple. Buena estabilidad dimensional, buena tenacidad y excelente
maquinabilidad en estado recocido. Puede soportar cambios bruscos de
temperatura y soporta el impacto. [35]
Para la realización de trabajo, se procederá a trabajar con el acero ASTM A-572,
debido a que se encuentra en forma de láminas con espesores entre 6,35 mm hasta
31,75 mm y se comercializa en dimensiones especiales, lo cual es conveniente para
39
facilitar el mecanizado de las probetas de impacto, aprovechando al máximo el
material. Además el acero A-572 se está consolidando con un material de gran
importancia gracias a sus propiedades mecánicas, a continuación encontramos una
breve descripción del mismo.
El acero estructural A-572 Grado 50, es un acero de calidad estructural de alta
resistencia y baja aleación con la adición de micro aleantes (Niobio o Vanadio) se
desarrollaron estos aceros de alta resistencia, haciéndolos más seguros en su
comportamiento mecánico y lográndose una reducción en el consumo específico
desde el punto de vista estructural.
Aplicaciones:
El acero A-572 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-36. [36]
40
FABRICACIÓN DE LAS PROBETAS PARA EL ENSAYO DE IMPACTO.
Antes de empezar con la fabricación de las probetas, es importante conocer la
dirección del laminado, para determinar la orientación en la que se van a cortar las
probetas, con respecto a la placa de material base, para obtener la mayor liberación
de energía posible; en la figura que se muestra a continuación podemos observar
como seria la orientación optima de corte, para su posterior mecanizado.
Imagen 12 Orientación de corte, para obtener la mayor liberación de enrrgia [37]
Lado A
Lado B
Imagen 13 Dirección del Laminado, fotos a 100x, Nital 2%
Como podemos observar en la anterior imagen, ambos lados de la placa de metal
se encuentran deformados en forma de “bandas”, lo cual nos permite inferir que el
material fue sometido a un proceso de laminado, en ambos sentidos de la placa.
41
Por ende, el sentido en el que se realice el corte del material, previo al mecanizado
de las probetas, no influirá sustancialmente en los resultados obtenidos en los
ensayos de impacto.
Para el ensayo se fabricaron probetas tipo Charpy Tipo A, de acuerdo a la norma
ASTM E-23, la cual presenta las siguientes especificaciones para el correcto
mecanizado de las probetas:
Imagen 14 Especificaciones de elaboración de probetas Charpy Tipo A, segun norma ASTM E-23
Finalmente, después del mecanizado, las dimensiones críticas de las probetas
quedaron dentro de las especificaciones de la norma, en la siguiente figura se
muestran dichas medidas:
Imagen 15 Medidas finales, después del mecanizado
42
DETERMINACIÓN DE TEMPERATURAS Y TIEMPOS PARA EL TRATAMIENTO
TÉRMICO
Calculo de las temperaturas intercriticas y determinación de tiempos para
los tratamientos térmicos
A partir de la composición química del material se procede a calcular cada una de
las temperaturas necesarias para los tratamientos a realizar; en la siguiente tabla
se encuentra dicha composición:
Tabla 1 Composición Química del Acero A-572
Aplicando las ecuaciones respectivas para cada una de las temperaturas
intercriticas y de inicio de transformación de fase, obtenemos:
Tabla 2 Temperaturas intercriticas y de Inicio de transformación
Fe 97,835 Co 0,008
Si 0,3 B < 0,0001
Mo 0,018 P < 0,001
Al 0,016 Cr 0,027
C 0,193 Ti 0,014
Cu 0,009 Pb 0,015
W 0,006 S < 0,001
Nb 0,024 Sn 0,003
Mn 1,512 V 0,002
Ni 0,016 Mg 0,001
Composición Química
Autor(es) Fase Ecuación Resultado (°C)
Ac1
Ac1 =723-7,08Mn+37,7Si+18,1Cr+44,2Mo+8,95Ni+50,1V+21,7Al+3,18W
+297S -830N-11,5CSi-14,0MnSi- 3,10 Si Cr - 57,9 C Mo -15,5 Mn Mo -
5,28C 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 Mo
2 -0,46 Ni
2 -28 V
2
717,99
Ac3
Ac3 =912-370C-27.4Mn+ 27.3Si- 6.35Cr- 32.7 Ni+95.2 V+190 Ti+ 72.0
AI+64.5 Nb+5.57 W+332S+276P+ 485N-- 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 C + 2.46 Mn2 - 6.86Si
2 + 0.322 Cr
2 + 9.90 Mo
2 +1.24Ni
2 -
60.2 V2
831,05
M(s) M(s)= 561 - 474 C - 33 Mn - 17Ni - 17Cr - 21 Mo 418,51
B(s) B(s)= 830 - 270 C - 90 Mn - 37Ni - 70Cr - 83 Mo 637,83
Ecuaciones obtenidas de STEEL FORMING AND HEAT TREATING HANDBOOK, Antonio Augusto Gorni, São Vicente, Brasil
Calculo de Temperaturas
Steven &
Haynes
Kasatkin
43
Finalmente, con los datos obtenidos, se decidió someter el material a una
temperatura de 810 °C, la cual se encuentra entre el rango de las temperaturas
intercriticas Ac3 y Ac1, muy cercana a la zona de transformación total de la Ferrita
en Austenita, para posteriormente llevarlo a una temperatura de 600 °C, la cual se
encuentra cercana a la zona de inicio de la transformación Bainitica.
Con lo anterior, queremos observar como es el comportamiento microestructural
del acero y cómo influye el contenido de Manganeso, después de someterlo a un
tratamiento isotérmico a temperaturas intercriticas y llevarlo cerca de la zona de
transformación Bainitica.
Asignación de tiempos para el tratamiento
A parte de las temperaturas, otra variable muy importante a considerar son los
tiempos de permanecía del material dentro del horno, para la primera parte del
tratamiento se consideró un tiempo de permanecía de 30 minutos, tiempo suficiente
para asegurar la homogenización de la temperatura en todo el material, y para el
resto del tratamiento se tomaron tiempos de 2, 4, 6 y 8 horas; con el fin de observar
la influencia del tiempo dentro del horno, en temperaturas cercanas a la zona de
inicio de transformación Bainitica del material.
Por consiguiente, la secuencia del tratamiento quedo de la siguiente manera:
Tabla 3 Secuencias de Tiempos para la ejecución del tratamiento
SECUENCIA MUESTRA DURACIÓN DURACIÓN 123456789101112
1
30 Min
4 horas
2 6 horas
3 2 horas
4 8 horas
44
SECUENCIA DEL TRATAMIENTO TÉRMICO
Los tratamientos térmicos se llevaran a cabo en las muflas eléctricas de la
universidad distrital Francisco José de Caldas, ubicadas en la Facultad Tecnológica,
Bloque 12 Salón 103.
Imagen 16 Horno Eléctrico
Prueba piloto
Antes de realizar el tratamiento térmico, se procedió a realizar una prueba piloto
para verificar los intervalos de temperaturas y los tiempos de permanencia, para ello
se replicó el tratamiento al que sería sometida la probeta de la muestras 7,8 y 9, es
decir que las muestras se someterán a 810 °C por 30 minutos y posteriormente a
600 °C por dos horas de permanecia. Sin embargo, al momento de observar los
cambios microestructurales, no se presentó cambio significativo alguno (ver imagen
17), con lo cual inferimos que la energía suministrada al material, no fue la
suficiente para generar una cambio en la forma del grano deformado por el proceso
de laminado, o de en otra palabras “romper las bandas de laminado del materia”,
debido a ello se decidió someter a el material a un proceso de Normalizado.
El proceso de Normalizado se llevara a cabo a una temperatura de 1050 °C, dicha
temperatura se encuentra por encima de la temperatura de austenización total, por
un tiempo de 90 minutos, tiempo suficiente para garantizar una temperatura
45
homogénea en todas las muestras, para así eliminar las características (bandas)
presentes en el material, consecuentes al proceso del laminado, y llevar el materia
a su estado “natural”.
Material de entrega
Prueba Piloto
Imagen 17 Microestructuras obtenidas de la prueba piloto, 100x, Nital 2%
DIAGRAMA Y SECUENCIA DEL TRATAMIENTO
Después de determinar las temperaturas, tiempos y de ajustar todo el tratamiento,
se procede a diagramar todo el tratamiento y todas las secuencias a realizar:
Gráfica 3 Diagrama Secuencial del Tratamiento
46
El anterior diagrama nos muestra el comportamiento térmico que va a experimentar
el material a lo largo de todo el tratamiento; la primera zona nos muestra la
secuencia del Normalizado y la segunda el tratamiento inicialmente previsto, cabe
aclarar que entre el normalizado y tratamiento final, es recomendable esperar por lo
menos un día, para dejar que el material se “recupere” y garantizar una estructura
uniforme. La grafica nos muestra el comportamiento como son las variaciones de
la temperatura y los tiempos de permanencia, y nos permite observar las
condiciones a las cuales serán sometidas las muestras.
Finalmente el tratamiento a realizar quedo de la siguiente manera: la primera parte
será el normalizado, a una temperatura de 1050 °C con una permanecía dentro del
horno de 90 minutos y su enfriamiento se llevara a cabo al aire, dicho tratamiento
se le realizara a todas las probetas al mismo tiempo, posteriormente se llevara a las
muestras a una temperatura de 810 °C por 30 minutos, para inmediatamente
introducirlas en un horno previamente calentado a 600 °C y finalizar con un
enfriamiento al aire, en este último paso el tiempo de permanencia variara a 2, 4, 6,
y 8 horas; con la intención de observar la influencia del tiempo en el cambio
microestructural, las propiedades de impacto y dureza del material, después de
cada uno de los tratamientos, a continuación se muestra el diagrama de secuencia
de cada uno de los tratamientos.
47
Gráfica 4 Secuencias del tratamiento a realizar
ENSAYO DE IMPACTO
El ensayo de impacto se realizó en el PÉNDULO DE IMPACTO Marca SATEC
Modelo SI-1A 5A-10700, ubicado en la universidad distrital Francisco José de
Caldas, la Facultad Tecnológica, Bloque 4 Piso 1.
Lo que buscamos al realizar esta prueba, es determinar cómo influyo cada una de
las secuencias del tratamiento, en la capacidad que tiene el material en absorber
energía, en otras palabras comprobar si el material se volvió más frágil o dúctil.
Después de realizar el ensayo en cada una de las probetas, los datos obtenidos y
la gráfica de comportamiento, fueron los siguientes:
48
Tabla 4 Resultados prueba de Impacto para cada uno de las secuencias de tratamiento
Gráfica 5 Resultados prueba de Impacto para cada uno de las secuencias de tratamiento
Perdidas (J) Energía (J) Energía absorbida (J)
1 0,128 81,92 81,792
2 0,283 81,77 81,487
3 0,411 81,64 81,229
4 0,437 81,62 81,183
5 0,283 81,77 81,487
6 0,463 81,59 81,127
7 0,411 81,59 81,179
8 0,437 81,62 81,183
9 0,411 81,64 81,229
10 0,026 82,03 82,004
11 0,437 81,62 81,183
12 0,437 81,98 81,543
Entrega 1 Material de entrega 0,308 81,74 81,432
Normalizado 1 Normalizado 0,411 81,64 81,229
Prueba de impacto# Prueba Tiempo del tratamiento
4 horas
6 horas
2 horas
8 horas
49
Como podemos observar la energía absorbida por cada una de las probetas fue
similar, generando una línea de tendencia constante. Sin embargo, ninguna de las
probetas sufrió ruptura alguna, solamente se deformaron, por lo cual los valores de
la energía absorbida obtenidos no son concluyentes para poder observar el
comportamiento del material.
Ya que ninguna se fracturo y la energía absorbida por cada probeta fue
prácticamente la misma, podemos estimar de una manera cualitativa si el material
es más frágil o tenaz, es observando la deformación producida en la probeta.
En la siguiente tabla encontraremos la deformación de cada una de las muestras,
para ello estimaremos el cambio en el Angulo de la muesca de cada probeta:
Material de entrega
Material Normalizado
Muestra 1
Muestra 2
50
Muestra 3
Muestra 4
Muestra 5
Muestra 6
Muestra 7
Muestra 8
51
Muestra 9
Muestra 10
Muestra 11
Muestra 12
Tabla 5 Deformación cualitativa de las probetas después de realizado el ensayo de impacto
A continuación, mostraremos el resumen de los datos obtenidos de los ángulos
deformados:
52
Tabla 6 Resumen de los ángulos obtenidos a partir de la deformación de las probetas después del ensayo de
impacto, para cada una de las secuencias del tratamiento
Como pudimos evidenciar la probeta normalizada fue la que menos se deformo,
mientras que las que presentaron mayor deformación fueron las que se sometieron
a las diferentes secuencias de tratamiento. Además, podemos observar que las
muestras 1 a 12 presentaron más o menos la misma deformación, ya que la
variación de los ángulos entre ellos no fue mayor a 1°. Por lo cual podemos deducir
que la variación en los tiempos de permanecía en el horno no influyeron de manera
significativa en la capacidad de deformación del material.
Resultados Ensayo de Dureza
Como los datos obtenidos en el ensayo de impacto no genero mayor desviación en
los datos obtenidos en cada una de las secuencias, se escogió una muestra
aleatoria por cada una de los tratamientos, así como la del material base y
normalizado, por lo tanto de aquí en adelante solo observaremos las probetas 1, 5,
9, 10, en estado de entrega (15) y normalizada (20).
El ensayo de dureza se realizó con un durómetro GNEHM SWISS ROCK - 160DP
según las indicaciones de las norma ASTM E-18, se realizaron 5 indentaciones por
53
probeta, teniendo en cuenta que la separación minina del borde de la probeta y
entre indentaciones, debe ser mayor a 2,5 veces el diámetro de la marca dejada
por el indentador al momento de penetrar la muestra.
Los valores obtenidos después de cada uno de los ensayos, fueron los siguientes:
Tabla 7 Valores de dureza obtenidas para las probetas seleccionadas de las diferentes secuencias de
tratamiento.
Gráfica 6 Dispersión de Datos de Durezas obtenidos para las probetas seleccionadas de las diferentes
secuencias de tratamiento.
Nota: (1) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 4 horas; (2) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por
6 horas; (3) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 2 horas; (4) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C
por 8 horas; (5) Material de entrega; (6) Material Normalizado
1 5 9 10 ENTREGA (15) NORMALIZADA (20)
A 72,8 67,5 73,3 69,2 83,6 86,5
B 73,8 70,1 71,9 70,8 82,9 83,5
C 72,1 68,8 69,7 68,0 80,5 87,2
D 73,9 69,9 72,2 71,8 81,8 87,6
E 72,2 68,1 70,8 60,7 79,9 81,0
DESVIACIÓN 0,9 1,1 1,4 4,4 1,6 2,8
PROMEDIO 73,0 68,9 71,6 68,1 81,7 85,2
DUREZAS (HRB)
Nota: (1) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 4 horas; (5) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 6 horas;
(9) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 2 horas; (10) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 8 horas.
54
Aunque en la gráfica de dispersión, los valores se encuentran cierta dispersión en
los datos, las desviación presente en cada una de las muestras no es muy grande
con respecto a los valores de dureza obtenidos, lo cual nos permite inferir que el
tratamiento quedo homogéneo en todo el material.
Tomando como valor de la dureza, el promedio de las durezas obtenidas en el
ensayo, la siguiente gráfica:
Gráfica 7 Valores Promedio de Dureza para las probetas seleccionadas de las diferentes secuencias de
tratamiento.
Nota: (1) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 4 horas; (2) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por
6 horas; (3) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 2 horas; (4) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C
por 8 horas; (5) Material de entrega; (6) Material Normalizado
55
Podemos observar que la dureza del material después del normalizado aumento,
con respecto al material base, mientras que después de cada una de las secuencias
del tratamiento las durezas bajaron, en especial en las muestras sometidas
secuencias 3 y 4; con estos valores de dureza y la información obtenida de las
deformaciones, podemos deducir que las muestras 5 y 10, son las que se presentan
mayor ductilidad.
El aumento de la dureza del material Normalizado con respecto al de entrega, nos
indica que el enfriamiento se dio muy rápido, y por ende la transformación de la
Austenita y la microestructura se ven afectadas, “afinando” el grano de perlita. El
hecho de que la perlita (que es una mezcla eutectoide de ferrita y cementita) se
haga más fina implica que las placas de cementita están más próximas entre sí, lo
que tiende a endurecer la ferrita, de modo que esta no cederá tan fácilmente,
aumentando así la dureza. [38]
PREPARACIÓN DE PROBETAS PARA MICROGRAFÍAS Y MICRODUREZA
Después de realizar las pruebas de Impacto y Dureza, se procede a cortar las
probetas, de tal manera que la sección transversal de las mismas, queden
expuestas para el estudio metalográfico. Posterior al corte, se procede a lijar y pulir,
cada una de las probetas hasta dejarlas en un acabado superficial tipo “espejo”, las
probetas se encapsularon para tener una mayor comodidad, al momento de realizar
todo el estudio. Posterior a ello, se proceda a realizar un ataque química, con Nital
al 2%, para revelar los granos y fases del material.
56
Probeta cortada
Probeta encapsulada
Probeta pulida
Probeta atacada
Imagen 18 Pasos de preparación de las probetas, para micrografías
MICRODUREZAS (HV)
El ensayo de microdureza se realizó, en el Microdurómetro Shimadzu HMV-2, este
emplea un indentador con forma de diamante para penetrar la superficie del
materia, causando así, una deformación plástica, la cual es proporcional a la dureza
del material, dicho procedimiento se realiza con el fin de determinar la dureza
presente en cada una de las fases del material.
En la imagen se observan dos fases, una clara y una oscura, también se muestra
la marca dejada por indentador, al momento de ejercer 100 gramos de fuerza, por
un periodo de 25 segundos; para cada una de las muestras se procedió a realizar
10 tomas de dureza, intentando seleccionar como superficie de estudio cada una
de las fases por separado.
57
Sin embargo, al momento de realizar la toma de datos no tenemos ciencia cierta en
que sector de la superficie se hará la indentacion, además las fases no se
encuentran concentradas, si no que se encuentran dispersas en toda la superficie,
por ende se hace muy complicado medir la dureza a una sola fase.
Imagen 19 Concentración de fases del material
Después de realizados todos los ensayos se obtiene la siguiente tabla con los
resultados:
Tabla 8 Valores de microdureza obtenidos para las probetas seleccionadas de las diferentes secuencias del
tratamiento.
1 5 9 10 ENTREGA (15) NORMALIZADA (20)
A 178 215 209 183 201 252
B 193 178 196 220 205 251
C 206 206 264 239 210 260
D 184 210 207 172 240 280
E 193 240 205 187 218 257
F 228 248 201 181 229 269
G 158 205 220 168 241 229
H 198 231 208 199 218 230
I 201 205 219 207 234 219
J 196 228 281 233 235 273
DESVIACIÓN 18,3 20,5 28,4 25,1 14,7 20,3
PROMEDIO 196,2 223,4 225,8 197,6 231,4 244
Nota: (1) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 4 horas; (5) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 6 horas;
(9) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 2 horas; (10) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 8 horas.
MICRODUREZAS FASE MIXTA (HV)
58
Las letras de la primera columna, hacen referencia al número de ensayos
realizados, de la misma manera observamos una desviación de datos, relativamente
alta, esto se debe a que en la superficie en la que se realizaron los ensayos, no
tenían la misma concentración de fases, lo que causaba que los valores de dureza
variaran, respecto a la relación de fases presentes en la superficie.
Además, se observó que el valor de dureza aumentaba, si la concentración de la
fase oscura era mayor con respecto a la clara, lo cual nos permite inferir que la
dureza en la fase oscura es mayor, que la que presenta la zona clara. En la siguiente
gráfica, podemos evidenciar dicha dispersión, y como esta se encuentra en relación
con las otras muestras.
Gráfica 8 Dispersión de datos de Micro dureza obtenidos para las probetas seleccionadas de las diferentes
secuencias del tratamiento.
Nota: (1) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 4 horas; (2) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por
6 horas; (3) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 2 horas; (4) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C
por 8 horas; (5) Material de entrega; (6) Material Normalizado
59
Con los valores obtenidos, se procede a calcular un valor de microdureza promedio,
en la gráfica 9, se observa el comportamiento de dicho valor y como es la relación,
con respecto a cada una de las muestras, teniendo en cuenta, que los datos
obtenidos, no corresponde a la misma concentración de fases entre ellos, si no que
algunos re obtuvieron en una zona con mayor fase oscura o viceversa.
Gráfica 9 Valores de Microdureza obtenidos para las probetas seleccionadas de las diferentes secuencias del
tratamiento.
Nota: (1) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 4 horas; (2) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por
6 horas; (3) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C por 2 horas; (4) Normalizado, 810 °C por 30 min, 600 °C
por 8 horas; (5) Material de entrega; (6) Material Normalizado
60
PORCENTAJE DE FASES
El cálculo del porcentaje de cada fase se realizó con ayuda del software AxioVision
4,8, el cual reconoce la distinta variedad de colores, y determina el porcentaje presente
en cada una de las imágenes, cabe mencionar que al momento de obtener la suma
total de las dos fases no sea del 100%, esto se debe a que se pueden escarpar una
cierta cantidad de pixeles, imperceptibles a simple vista, por ello es importante que el
total de las fases de mayor al 95%, para tener una excelente cercanía a los valores
presentados realmente en el material.
A continuación, podemos ver el procedimiento empleado en las imágenes, para
determinar las fases con el software:
Porcentajes de Fase
Secuencia de Tratamiento N° 1
Muestra 1, imagen base
Muestra 1, imagen del software
Área en porcentaje
Se puede evidenciar que el acero A-572 (con un tratamiento termico de Normalizado, 810 °C por
30 min, 600 °C por 4 horas) presenta una mayor concentracion de la fase oscura (negro) y una
fase clara (verde), con una relacion de 85.94% y 13.45%, respectivamente
61
Secuencia de Tratamiento N° 2
Muestra 5, imagen base
Muestra 5, imagen del software
Área en porcentaje
Se puede evidenciar que el acero A-572 (con un tratamiento termico de Normalizado, 810 °C por
30 min, 600 °C por 6 horas) presenta una mayor concentracion de la fase oscura (negro) y una
fase clara (verde), con una relacion de 59.03% y 39.54%, respectivamente
Secuencia de Tratamiento N° 3
Muestra 9, imagen base
Muestra 9, imagen del software
Área en porcentaje
Se puede evidenciar que el acero A-572 (con un tratamiento termico de Normalizado, 810 °C por
30 min, 600 °C por 2 horas) presenta una mayor concentracion de la fase oscura (negro) y una
fase clara (verde), con una relacion de 91.98% y 8%, respectivamente
Secuencia de Tratamiento N° 4
Muestra 10, imagen base
Muestra 10, imagen del software
Área en porcentaje
Se puede evidenciar que el acero A-572 (con un tratamiento termico de Normalizado, 810 °C por
30 min, 600 °C por 8 horas) presenta una mayor concentracion de la fase oscura (negro) y una
fase clara (verde), con una relacion de 83.74% y 16.06%, respectivamente
62
Material en estado de entrega
Material base, imagen base
Material base, imagen del
software
Área en porcentaje
Se puede evidenciar que el acero A-572 en estado de entrega presenta una mayor
concentracion de la fase oscura (negro) y una fase clara (verde), con una relacion de 68.64% y
31.66%, respectivamente
Material Normalizado
Normalizado, imagen base
Normalizado, imagen del
software
Área en porcentaje
Se puede evidenciar que el acero A-572 (con un tratamiento termico de Normalizado) presenta
una mayor concentracion de la fase oscura (negro) y una fase clara (verde), con una relacion de
68.05% y 31.6%, respectivamente
Tabla 9 Procesamiento de imagen para el porcentaje de fases para las probetas seleccionadas de las
diferentes secuencias del tratamiento.
63
El resumen de los porcentajes de fase obtenidos, con respecto al tiempo de
permanecía en el horno, es el siguiente:
Tiempo de Permanecía
(H) Fase Clara (%) Fase Oscura (%)
2 8 91.98
4 13.45 85.94
6 39.54 59.03
8 16.06 83.74
Material base 31.66 68.64
Material Normalizado 31.6 68.05
Tabla 10 Porcentaje de fase según tiempo de permanecía en el horno
Como podemos observar, en todas las muestras hay un predominio de la fase
oscura, dando así que la muestra con mayor fase oscura fue la sometida a dos
horas y la menor a seis horas; el material base y el normalizado, manejan casi la
misma relación entre fases, con lo cual podemos deducir que el normalizado,
aunque afino los granos de perlita, no altero considerablemente, la relación
existente en las fases. En cuanto a los tiempos de permanecía notamos un
tendencia de crecimiento de la fase clara para los tratamiento de 2,4 y 6 horas, sin
embargo al mantener el tiempo superior a 6 horas empieza a decrecer nuevamente.
MICROSCOPIA ÓPTICA
Después de la preparación, se realiza la respectiva toma de fotos microscópicas,
con ayuda del microscopio Axio observer D1M, a continuación se muestran las
imágenes obtenidas:
64
MICROGRAFÍAS OBTENIDAS
MATERIAL BASE
500X 1000X
Es claro que el material tiene un sentido de laminado, pues todas las bandas de
perlita (fase oscura) tienen la misma orientación, la fase blanca corresponde a
ferrita.
NORMALIZADO 1050 °C/ 90 MIN
500X 1000X
Se obtiene una fase más homogénea, no se presenta un sentido de laminado,
además la estructura perlítica tiene un grano más fino que la estructura previa.
Esto se puede atribuir a dos factores: enfriamiento no homogéneo durante el
normalizado y el efecto estabilizante que cumple el manganeso en el
crecimiento y tamaño de grano.
P
P F F
F F
P
65
SECUENCIA 1. 810 °C/30 MIN, 600 °C/4 HORAS
500X 1000X
En los límites de grano se evidencia la acumulación de otra fase, donde se está
difundiendo carbono, lo cual nos permite inferir que se iniciando una
transformación de fase, dando como resultado una dureza menor con respecto
al material base, ver tabla 7.
SECUENCIA 2 810 °C/30 MIN, 600 °C/6 HORAS
500X 1000X
En la magnificación de 500 se presenta una estructura que no muestra ninguna
orientación específica, y en la magnificación de 1000 predomina la fase blanca
(ferrita).
F F
F
F
P
P
P
P
66
SECUENCIA 3 810 °C/30 MIN, 600 °C/2 HORAS
500X 1000X
Se observa una tendencia de homogenización en las probetas, en esta
magnificación es difícil diferenciar límites de grano.
SECUENCIA 4 810 °C/30 MIN, 600 °C/8 HORAS
500X 1000X
En esta última secuencia se puede notar una
microestructura que difiere de las imágenes anteriores, en
la magnificación de 1000 la fase comienza a tomar
características de la esfereodita (imagen de la derecha).
Los aceros con estructura perlítica dan valores de dureza y
resistencia superiores a los aceros con esfereodita [39]. Si
comparamos los valores que se obtuvieron en la tabla 7 podemos confirmar la
anterior afirmación.
Tabla 11 Micrografías Ópticas según secuencia de tratamiento, Nital 2%
F F
F
F
P P
P P
67
Además de las micrografías ópticas en el microscopio, se realizó una microscopia
electrónica de barrido o SEM, y las imágenes obtenidas fueron las siguientes:
MICROSCOPIA ELECTRÓNICA DE BARRIDO
MATERIAL BASE
3000X 5000X
En las imágenes se presentan dos planos, donde se presenta ferrita, y el plano
superior es de perlita. A través de los ensayos de microdureza se obtuvo un
promedio de 231,4 Vickers, y teóricamente la perlita normal tiene 220 Brinell
(231 V) [40]
NORMALIZADO 1050 °C/ 90 MIN
3000X 5000X
En algunos lugares se puede observar perlita más fina, donde las placas de
ferrita y cementita son delgadas y consecutivas, además que tienden a formarse
en los límites de grano. Comparando la dureza que tiene el material de entrega,
este aumento un poco, de 231.4 V a 244 V
68
SECUENCIA 1 810 °C/30 MIN, 600 °C/4 HORAS
3000X 5000X
Se observa una colonia donde se ve perlita fina, que se compone de capas
paralelas y alternadas de ferrita y cementita [41], los porcentajes de fase de la
zona oscura es de 85,94% la fase blanca es de 13,45%, esto quiere decir que la
ferrita predomina de forma general.
SECUENCIA 2 810 °C/30 MIN, 600 °C/6 HORAS
3000X 5000X
Para 6 horas de tratamiento nos encontramos con
colinas donde su estructura es perlítica, como en la
imagen de la derecha donde se encontró 87% de ferrita
y 13% de perlita [42], y ambas micrografías presentan
una morfología similar
69
SECUENCIA 3 810 °C/30 MIN, 600 °C/2 HORAS
3000X 5000X
En los bordes de grano se comienza a notar la formación de perlita, como en las
imágenes anteriores, sin embargo en esta el tiempo no fue suficiente para la
formación completa
SECUENCIA 4 810 °C/30 MIN, 600 °C/8 HORAS
3000X 5000X
Para el tratamiento a 8 horas nos encontramos con grandes
formaciones que se componen de capas paralelas y
alternadas de ferrita y cementita, encontrando similitud con
la imagen de la derecha, en la cual hay presencia de perlita
[43]
Imagen 20 Microscopia Electrónica de Barrido según secuencia de tratamiento, Nital 2%
70
ESPECTROSCOPIA DE ENERGÍA DISPERSIVA (EDS)
UNIVERSIDAD DE LOS ANDES
25/09/2018 16:20:54
Comment: Muestra 1
Spectrum processing :
Peak possibly omitted : 1.750 keV
Processing option : All elements analyzed (Normalised)
Number of iterations = 1
Standard :
Mn Mn 1-Jun-1999 12:00 AM
Fe Fe 1-Jun-1999 12:00 AM
Element App Intensity Weight% Weight% Atomic%
Conc. Corrn. Sigma
Mn K 0.52 0.9773 1.31 0.14 1.33
Fe K 40.04 1.0003 98.69 0.14 98.67
Totals 100.00
71
UNIVERSIDAD DE LOS ANDES 25/09/2018 16:21:19
Comment: Muestra 1
72
UNIVERSIDAD DE LOS ANDES 25/09/2018 17:09:01
Comment: Probeta Normalizada
Spectrum processing :
No peaks omitted
Processing option : All elements analyzed (Normalised)
Number of iterations = 1
Standard :
Mn Mn 1-Jun-1999 12:00 AM
Fe Fe 1-Jun-1999 12:00 AM
Element App Intensity Weight% Weight% Atomic%
Conc. Corrn. Sigma
Mn K 0.11 0.9773 1.30 0.24 1.32
Fe K 8.42 1.0003 98.70 0.24 98.68
Totals 100.00
73
UNIVERSIDAD DE LOS ANDES 25/09/2018 17:09:22
Comment: Probeta Normalizada
74
La intención al realizar la espectroscopia de energía dispersiva, es observar la
relación del manganeso con respecto al hierro presente en el material, para ello se
le realizó el estudio a dos muestras, la del material normalizado y a la probeta
número 1, obteniendo los siguientes resultados.
Material Normalizado
Superficie de muestra Distribución de hierro Distribución de manganeso
Secuencia De Tratamiento 1 (810 °C Por 30 Min, 600 °C Por 4 Horas)
Superficie de muestra Distribución de hierro Distribución de manganeso
Tabla 12 Espectroscopia de energía dispersiva (EDS)
Como podemos observar, después de realizar el tratamiento, la espectroscopia
presento una mayor concentración de átomos de hierro y manganeso. Lo cual se le
puede atribuir a la transformación de fase generada durante el tratamiento.
La concentración poco saturada de los componentes se pueden atribuir a que al
momento de realizar el normalizado el manganeso y el hierro, se pudieron mezclar
75
y formar carburos con los diferentes aleantes del material, los cuales al momento
de realizar la electroscopia no permitían evidenciar la presencia de los elementos
primordiales del acero, y realizar los tratamientos estos carburos liberaron el
manganeo permitiendo que la espectroscopia de energía dispersiva detectara con
facilidad una mayor concentración de dichos elementos.
DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS
Observando los resultados obtenidos de los diferentes ensayos podemos identificar
ciertos comportamientos:
Efecto del Mn en las propiedades del acero en estado comercial
Para observar la influencia del Mn, compararemos las propiedades de impacto y
dureza de los aceros AISI SAE 1020 (0.3-0.6%Mn) y ASTM A-572 (1.512%Mn), sin
ningún tipo de tratamiento, las cuales se muestran a continuación:
Propiedad de dureza AISI SAE 1020 y ASTM A-572
Después de realizadas las diferentes secuencias de tratamiento la dureza del
material bajo con respecto al material base y normalizado, si comparamos
los resultados obtenidos del material de entrega con un acero con contenido
de carbono similar, por ejemplo, el acero AISI/ SAE 1020, encontramos:
76
Tabla 13 Durezas Promedio AISI/SAE 1020
Fuente: Sender Nicolas Moreno Sanchez Y Uriel Alejandro Español Marroquin,
Comparación Microestructural De Los Aceros 1020, 1045 Y 8620 Templados Desde
Temperaturas Intercriticas Y Revenidos, 2018
Con la anterior información podemos evidenciar que la dureza de acero A-
572 (81.7 HRB) es menor que la del 1020 (90.74 HRB), con lo cual podemos
concluir que el efecto que tiene la adición de una mayor cantidad de
manganeso en los aceros se ve en la disminución en la dureza y por lo tanto
adquiere una mayor capacidad de deformación. Del mismo modo notamos
que el efecto que tuvieron las diferentes secuencias de los tratamientos,
repercutió más disminución de dureza.
La dureza de un acero 1020 es de 81.25 HRB, que tiene en promedio 0.5 Mn
en peso, obtenida después de un normalizado [44]. En comparación de los
resultados mostrados en la tabla 8, para un acero con 1.5 Mn en peso, se
obtuvo un valor de 85.2 HRB (normalizado), esto quiere decir que el Mn está
actuando como un formador de carburos, entrando en una solución sólida en
la cementita, y para concentraciones más altas se forman carburos más
estables y por ende más duros [45], además, podemos atribuir el aumento
en la dureza del material normalizado con respecto al de entrega, a la
77
formación de perlita fina consecuencia de un enfriamiento en un ambiente no
controlado del material, y/o a que el Mn también actúa como retardante del
crecimiento de grano, contribuyendo a la estabilidad del tamaño de grano del
material.
Propiedad de impacto AISI SAE 1020 y ASTM A-572
Como se puede observar en la tabla 14, la energía absorbida por el acero
AISI 1020 (a temperatura ambiente) oscila entre 24 y 41 Joules, si
comparamos estos valores con los obtenidos anteriormente para el acero
ASTM A-572 (81.23 Joules) en estado de entrega, podemos inferir que la
función que cumple el Mn en los aceros, es la de aumentar la capacidad de
deformación y absorción de energía.
Tabla 14 Ensayo de impacto tipo Charpy AISI/SAE 1020
Fuente: Material Property Data, MatWeb, AISI 1020 steel, as rolled, 25 mm, 2018,
Recuperado de: http://www.matweb.com/search/datasheet.aspx?matguid=
12c37b34695945afb47d8446162febf3&ckck=1
A si mismo el manganeso aumenta la resistencia del material, debido a que
proporciona el equilibrio necesario ante los inconvenientes del azufre y
oxígeno, ya que el primero suele formar sulfuros de hierro, que en trabajo en
caliente se funde y fragiliza el material, además evita que se originen poros
y demás defectos que suelen presentarse a raíz del oxigeno
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Relación de las propiedades mecánicas obtenidas con los porcentajes de
fase presentes
Con respecto a la relación de los porcentajes de fase y los valores de las
propiedades obtenidas a través de los diferentes ensayos realizados, a
continuación se muestra en resumen de ellos:
Tabla 15 Relación de los porcentajes de fase con respecto a las propiedades obtenidas
A partir de ellos se generan las siguientes graficas:
Gráfica 10 Relación de los porcentajes de fase con respecto a la deformación, en las diferentes secuencias
del tratamiento.
Tiempo de
Permanecía (H)Fase Clara (%) Fase Oscura (%)
Dureza
Promedio
Angulo de
deformacion
2 8 91,98 76,1 80,33
4 13,45 85,94 73 80,62
6 39,54 59,03 68,9 81,27
8 16,06 83,74 68,1 80,52
Material base 31,66 68,64 81,7 74,33
Material
Normalizado31,6 68,05 85,2 69,55
79
De lo anterior se puede evidenciar un comportamiento inversamente
proporcional entre la deformación y los porcentajes de fase, para cada una
de las secuencias de tratamiento, sin tener en cuenta la información del
material base y el normalizado. El mayor porcentaje de fase oscura se obtuvo
con el menor tiempo de permanencia, mientras que el ángulo de deformación
fue el menor, a partir de este tiempo encontramos una tendencia decreciente
en los valores de fase oscura, encontrando su punto mínimo alrededor de las
6 horas de permanencia, posterior a este tiempo el comportamiento de la
microestructura tiende a crecer nuevamente, manteniendo la misma relación
para los ángulos deformados.
Con respecto a la relación del material base y el normalizado podemos
observar que los valores de fase oscura son prácticamente los mismos (ver
tabla 13), sin embargo, el ángulo de la probeta normalizada obtenido es
menor que el material de entrega y de las secuencias en general, estos se
puede atribuir a la formación de perlita fina a partir de dicho tratamiento.
Gráfica 11 Relación de los porcentajes de fase con respecto a la dureza promedio, en las diferentes
secuencias del tratamiento
80
Se observa que a medida que aumenta el tiempo de tratamiento, el
porcentaje de la fase oscura tiende a decrecer entre los tiempos de
permanencia de 2- 6 horas, en este mismo intervalo la dureza tiene un
comportamiento directamente proporcional a la fase oscura. Para el intervalo
de 6- 8 horas la dureza sigue con el mismo comportamiento, pero la fase
oscura repentinamente vuelve a crecer, posiblemente podamos atribuir este
comportamiento a una nueva formación de fase, como se mostró en las
micrografías ópticas, donde nos encontramos con características similares a
la esfereodita.
Para el material base y el normalizado podemos observar que los valores de
fase oscura son prácticamente los mismos (ver tabla 13), sin embargo, la
dureza es mayor para la probeta normalizada, debido al tratamiento térmico
a la que fue sometida, donde posiblemente se obtuvo perlita fina.
A continuación, en la gráfica 12, se muestra la relación entre la dureza y el
ángulo de deformación que se obtuvieron en las diferentes probetas
Gráfica 12 Relación entre valores obtenidos en los ensayos de dureza e impacto (deformación)
81
Como podemos evidenciar no se muestra una relación muy clara entre los
resultados obtenidos para dichas propiedades, esto se atribuye a que no se
obtuvo datos relevantes en la prueba de impacto, debido a que la energía
liberada por la maquina no fue la suficiente para generar una ruptura en el
material y determinar toda la energía que es capaz de absorber el material
en realidad. Sin embargo se nota una relación inversamente proporcional,
teniendo en cuenta que la variación de los datos no es muy alta.
Si observamos todos los valores obtenidos, incluyendo el material base y
normalizado, notamos que a medida que aumenta la dureza, el ángulo de
deformación disminuye
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Conclusiones
Los resultados de las pruebas de impacto no fueron concluyentes, debido a
que la masa del péndulo no era suficiente para provocar una ruptura en el
material.
Observando los valores obtenidos en los diferentes ensayos, incluyendo el
material base y normalizado, notamos que a medida que aumenta la dureza,
el ángulo de deformación disminuye.
Con los datos obtenidos en el durómetro, notamos que lo valores del
tratamiento bajaron considerablemente con respecto a los materiales base y
normalizado. Las probetas sometidas a las diferentes secuencias de
tratamiento mostraron que, a mayor tiempo de permanencia dentro del horno,
la dureza del material disminuía.
Con los resultados de las micrografías ópticas se obtuvo una gran presencia
de perlita en todas las muestras que fueron tratadas térmicamente, esto se
debe al enfriamiento, que se realizó al ambiente. La formación de perlita
comenzó por una difusión en, los límites de grano que fue creciendo a lo largo
de la matriz de ferrita.
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