UNIVERSIDAD NACIONAL DE TRUJILLO
FACULTAD DE INGENIERÍA
ESCUELA ACADEMICO PROFESIONAL DE INGENIERÍA
METALURGICA
CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL Y DE PROPIEDADES
MECÁNICAS EN ACEROS DE ALTA RESISTENCIA OBTENIDOS POR
LAMINACIÓN EN CALIENTE Y CON TRATAMIENTO TÉRMICO DE
REVENIDO
TESIS PARA OPTAR EL TITULO PROFESIONAL DE INGENIERO
METALURGISTA
AUTORES:
Br.Chávez Cabrera, Wileduar David.
Br. Muñoz Castillo, Daniel Alejandro.
Asesor:
Dr. Panta Mesones, Julio.
UNIVERSIDAD NACIONAL DE TRUJILLO
FACULTAD DE INGENIERÍA
ESCUELA ACADEMICO PROFESIONAL DE INGENIERÍA
METALURGICA
CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL Y DE PROPIEDADES
MECÁNICAS EN ACEROS DE ALTA RESISTENCIA OBTENIDOS POR
LAMINACIÓN EN CALIENTE Y CON TRATAMIENTO TÉRMICO DE
REVENIDO
TESIS PARA OPTAR EL TITULO PROFESIONAL DE INGENIERO
METALURGISTA
AUTORES:
Br.Chávez Cabrera, Wileduar David.
Br. Muñoz Castillo, Daniel Alejandro.
Asesor:
Dr. Panta Mesones, Julio.
Dedicado a mi familia, en especial a la memoria
de Luis Castillo por su ejemplo de sencillez y
servicio a los demás.
Con todo mi cariño y amor para Nancy y Eduardo;
mis queridos padres, quienes hicieron todo en la vida
para que yo pudiera lograr mis sueños, por
motivarme y darme la mano cuando sentía que el
camino se terminaba, a ustedes por siempre mi
corazón y mi agradecimiento.
A Fany y Erika, mis queridas hermanas, por
compartir momentos de alegría y llenarme de
entusiasmo día a día.
Agradecimiento
Nuestro agradecimiento al Doctor Julio Panta Mesones, que dirigió este trabajo de tesis, por su
apoyo desinteresado y buenos consejos.
Extendemos nuestro agradecimiento al Dr. Nilthon Zavaleta Gutiérrez, por su apoyo en la parte de
metalografía, crucial en el desarrollo de este trabajo.
Agradecemos también a toda la plana docente de la Escuela de Ingeniería Metalúrgica, por su
aporte en nuestra formación como profesionales y personas.
Finalmente a todos nuestros compañeros por su amistad y apoyo incondicional, y por las
innumerables experiencias compartidas durante nuestro bachillerato.
Índice
Índice Página
1. CAPITULO I - Introducción……..……….…...1
1.1. Realidad Problemática………...………....…...1
1.2. Antecedentes……...……….……….………4
1.2.1. Aceros de doble fase………..………...5
1.2.2. Propiedades mecánicas de aceros de doble fase………..……….………5
1.2.3. Cedencia y resistencia a la tensión………..………..7
1.2.4. Estructura de los aceros de doble fase………..………8
1.3. Marco teórico………...12
1.3.1. Tratamiento térmico de revenido………..12
1.4. Justificación del problema………....………...16
1.5. Problema………..17
1.6. Hipótesis………..17
1.7. Objetivos………...……...17
1.7.1. Objetivo principal……….17
1.7.2. Objetivos específicos………..………..17
2. CAPITULO II - Material y métodos……….…………..19
2.2. Métodos y técnicas………..……...19
3. CAPITULO III - Resultados……….………..23
3.1. Respecto a la dureza………...23
3.2. Respecto a la microestructura……….….25
4. CAPITULO IV - Discusión de Resultados………….………...…36
4.1. Respecto a la dureza………....36
4.2. Respecto a la microestructura………..37
5. CAPITULO V - Conclusiones y Recomendaciones………...40
5.1. Conclusiones………...….40
5.2. Recomendaciones………...41
Referencias Bibliográficas……….……42
APENDICE I ………...43
Resumen
En este trabajo de investigación se estudió las características mecánicas y
microestructurales de un acero experimental de alta resistencia obtenido por laminación en
caliente, tanto en estado bruto de laminación controlada y luego de tratamiento térmico de
revenido a las temperaturas subcriticas de 400°C, 500°C y 620°C. Se hicieron mediciones de
dureza y análisis microestructural en sentido longitudinal y transversal a la dirección de
laminación. Los resultados mostraron una marcada anisotropía con respecto a la dureza. Con
respecto a la microestructura se determinó que el menor tamaño de grano ocurre a 620°C,
correspondiente con una mayor dureza. Este acero presenta pequeñas cantidades de martensita y
bainita distribuidas de forma irregular que se homogeniza con los tratamientos térmicos, fases
características de un acero de fase dual.
Abstract
In this research the mechanical and microstructural characteristics of an experimental
high-strength steel obtained by hot rolling, were studied, both in the raw state of controlled
rolling and after tempering heat treatment at subcritical temperatures of 400° C, 500° C and 620°
C. Hardness measurements and microstructural analysis in longitudinal and transverse to the
rolling direction were made. The results showed a marked anisotropy with respect to hardness.
Regarding the microstructure it was determined that the smaller grain size occurs at 620 ° C,
corresponding with a higher hardness. Small amounts of martensite and bainite presents
distributed irregularly shaped homogenized with heat treatments.
Capítulo I
Introducción
1.1. Realidad problemática
Illescas (2007) afirma: “Durante las últimas cuatro décadas se ha trabajado en el desarrollo
y diseño de aceros microaleados o HSLA. En este periodo, estos aceros se han convertido en un
tipo de aceros indispensables para el diseño de estructuras”.
Algunos de los aceros encontrados dentro de ésta categoría son los aceros HSLA (High
Strenght Low Alloy), aceros TRIP y aceros de Doble Fase. En la actualidad, el Instituto
Americano del hierro y el acero (AISI) y en conjunto con el departamento de energía
Estadounidense (DOE), han estado desarrollando proyectos destinados a la conformación
de aceros de alta resistencia (high-strenght steels), incluyéndose entre éstos los aceros de
doble fase (dual-phase steels) y de transformación plástica inducida (TRIP steels), los
cuales están actualmente siendo desarrollados internacionalmente alrededor del mundo en
la industria del acero. (Haduch y Guajardo, 2007, p. 2)
En este periodo, estos aceros se han convertido en un tipo de aceros indispensables para el
diseño de estructuras. Presentan ventajas respecto a los aceros estructurales, no solo con respecto
a sus propiedades mecánicas, sino también por el hecho de obtenerse con las propiedades
deseadas directamente del proceso de laminación controlada (Illescas, 2007, p.9).
Debido al total de ventajas de estos materiales respecto a los aceros estructurales, el
consumo de aceros HSLA supone grandes beneficios económicos no solo para los fabricantes de
aceros, sino también para los usuarios. (Illescas, 2007, p.9).
Una aplicación exitosa de estos tipos de aceros ha sido en la industria automotriz, en piezas
tales como parachoques, llantas de ruedas, brazos estabilizadores, etc. Esto es producto de la
necesidad imperiosa de disminuir el consumo de combustible por kilómetro, o sea reducir
notablemente el peso de los automóviles, esto sin menoscabo de la resistencia al choque.
(Schulz, p.3)
Los aceros HSLA presentan limites elásticos 2-3 veces superiores a los aceros laminados
tradicionales. La reducción de peso alcanzando con estos aceros no solo depende de su
valor de límite elástico, sino también del modo de carga a la que la estructura está
sometida. Así pues, un aumento en el valor del límite elástico puede contribuir en una
reducción del peso en un 34% o más, dependiendo del caso. Considerando factores de
seguridad, esta reducción de peso puede suponer un 25%. La figura 1. Muestra los rangos
de reducción de peso según limite elásticos del acero considerado. (Illescas, 2007, p.10).
.
Figura 1. Reducción de peso según el valor del límite elástico del acero.
Los aceros HSLA sin embargo, presentan una desventaja, su baja conformabilidad
comparados con los aceros convencionales de bajo carbono. Para superar esta desventaja, se
desarrollaron los aceros de fase dual, los cuales presentan una alta resistencia y una mejorada
conformabilidad con respecto a los aceros HSLA. (Lanzillotto y Pickering, 1982, p. 371)
Los aceros de fase dual se caracterizan por valores de resistencia a la tensión de
aproximadamente 550 MPa (80 ksi) y por una microestructura conformada por alrededor de 20%
de partículas duras de martensita, dispersas en una matriz suave de ferrita dúctil. El término
doble fase se refiere a la predominancia de una microestructura de dos fases; la ferrita y la
martensita; sin embargo, se puede presentar también pequeñas cantidades de otras fases como la
bainita, perlita o austenita retenida. (Speich, p.424)
Algunas ventajas generales de los aceros DP son:
• La región ferrítica está substancialmente libre de átomos intersticiales (C, N) y de
precipitados, pues el tratamiento térmico intercrítico permite que estos átomos se redistribuyan
preferencialmente en la región austenítica. Por lo tanto, las dislocaciones permanecen móviles
haciendo que esta región, la ferrita, sea altamente dúctil.
• El constituyente M-A es a la vez resistente y tenaz. Para lograr esto, el contenido de
carbono en la martensita se mantiene menor a 0.35%.
• La interfaz ferrita/M-A es altamente coherente, aumentando la eficiencia de transferencia
de carga desde la ferrita a M-A. No hay formación de carburos en esta interfaz, luego no ocurre
• Las constantes elásticas de la martensita son iguales a la de la ferrita, lo que resulta en
ausencia de concentración de esfuerzos en el rango elástico de ambas fases.
También es importante considerar la geometría del constituyente M-A en la matriz ferrítica
para un balance óptimo de propiedades. Una distribución fina y discontinua es conveniente
(Schulz, pp. 3-9).
La presencia de martensita imparte alta resistencia y la matriz de ferrita provee una buena
elongación; lo que conlleva a producir una combinación de resistencia y ductilidad.
Las propiedades mecánicas significativas de estos aceros son las bajas resistencia a la
cedencia seguida de un comportamiento de cedencia continua y un alto valor inicial de razón de
endurecimiento por deformación, está razón de endurecimiento por deformación distribuye
mejor la deformación plástica y mejora la elongación uniforme, así como también permite una
resistencia a la tensión mucho más alta que la de los aceros de alta resistencia con cedencia
inicialmente similares. Se caracterizan por tener un valor de resistencia a la tracción de 62 a 70
Kg/mm2, alargamiento de 26 a 31%, una fluencia comprendido entre 27 y 34 Kg/mm2durante el
proceso inicial, aumentando su resistencia después de cada operación llegando a resistir típicas
de 55 Kg/mm2.
1.2. Antecedentes
Referente al proyecto de investigación caracterización microestructural y de propiedades
mecánicas tras tratamiento térmico en aceros de alta resistencia, se ha encontrado y recopilado la
1.2.1. Aceros de Fase Dual (Dual-Phase Steels)
Los aceros de fase dual son una clase de aceros HSLA (Aceros bajo aleados de ultra
resistencia). Este tipo de aceros se caracterizan por tener una resistencia tensil aproximada a los
550 MPa u 80,000 psi., están formados por una microestructura de alrededor de un 20% de
martensita dispersa en una matriz dúctil de ferrita. La cantidad de fase martensítica puede ser
regulada lo que cambia la relación entre resistencia y deformabilidad. (Haduch y Guajardo, 2007,
p.2)
Estudios efectuados en 1975 muestran que el recocido efectuado entre temperaturas
intercríticas (entre A1 y A3) para aceros bajo aleados (contenidos de carbono menores a .83%)
presentaban estructuras bifásicas ferrítico-martensíticas con mayor ductilidad que aquellos
aceros bajo aleados normalmente endurecidos por precipitación. (Haduch y Guajardo, 2007, p.3)
Estos son aceros de bajo contenido en carbono (entre 0.05% C y 0.15% C) y comprenden
microestructuras en la cual islas de una fase dura no-perlítica están presentes en una matriz de
ferrita (α) de grano fino. Estas islas son conocidas como el constituyente M-A y consisten de
martensita y/o bainita con algo de austenita retenida.
1.2.2. Propiedades mecánicas de aceros de fase dual
Las propiedades mecánicas en caso de aceros de fase dual ferritico – martensíticos están
relacionadas con la cantidad de estas fases en la estructura. Aumentando el contenido de
Figura 2. Representación de granos de ferrita.
Fuente: Haduch Z. y Guajardo J., Aceros de construcción de propiedades especiale, 2007, p. 2.
En general, aceros de ferrita-martensita no muestran un punto de cedencia muy marcado.
La combinación de altas tensiones residuales y una alta densidad de dislocación móvil en la
ferrita provocan que la fluidez plástica ocurra fácilmente a bajas tensiones plásticas. Como
resultado, la cedencia ocurre en muchos sitios a través de la ferrita, y la cedencia discontinua es
suprimida. (Haduch y Guajardo, 2007, p.3)
El comportamiento de endurecimiento de los aceros de fase dual es muy complejo,
especialmente en las primeras etapas. Sin embargo, se cree que el alto rango de endurecimiento
inicial contribuye a la buena formabilidad de estos aceros, comparados con otros aceros HSLA
de resistencia similar. (Haduch y Guajardo, 2007, p.3)
Es preciso destacar que si la microestructura contiene una cierta cantidad de bainita, como
resultado provocará un incremento en la ductilidad sin una disminución significativa de la
resistencia a la tracción (Hulka). Así mismo, la presencia de austenita residual puede modificar
considerablemente las propiedades de estos aceros, ya que la austenita retenida podría luego
transformarse por deformación en frío en martensita mecánica y en tratamiento subcrítico tal vez
1.2.3. Cedencia y resistencia a la tensión
La resistencia de aceros de fase dual se espera aumentar cuando cualquier fracción
volumétrica o resistencia (dureza) de la fase martensita es aumentada (Fig. 3). Como ya fue
mencionado, la resistencia de la martensita que depende primeramente de el carbón contenido en
la fase, es determinada por las condiciones de templado intercrítico y el original contenido de
carbón en el acero. La resistencia de la fase ferrita depende en el tamaño de grano y las
contribuciones del endurecimiento de la solución sólida de los elementos aleantes. Una completa
discusión en los factores de control de resistencia de aceros doble fase necesita el uso de más
modelos sofisticados y continuos mecanismos. (Haduch y Guajardo, 2007, p.3)
Figura 3. Relación de propiedades mecánicas de acero de doble fase en la relación del contenido de carbono y la fase de martensita.
Para alcanzar altos valores de resistencia, tenacidad y conformabilidad, los aceros DP
buscan optimizar las contribuciones de los diferentes mecanismos de endurecimiento, como son:
endurecimiento por solución sólida (C, Mn, Si), endurecimiento por precipitación (Nb, Ti, V),
afino de grano y endurecimiento por dislocaciones; para obtener la mejor combinación de
propiedades en el estado BLC. El uso de estos mecanismos significa además de ajustar la
composición química en una manera apropiada, aplicar las adecuadas prácticas de producción y
controlar las condiciones de enfriamiento. Adicionalmente, para estos aceros es importante la
temperatura de recalentamiento y la condición de la austenita antes de la transformación.
(Splinder, pp. 1-17)
1.2.4. Estructura de los Aceros de fase dual
Es muy interesante la observación de la estructura de los aceros de fase dual, ya que a
partir de ésta es posible obtener conclusiones acerca de las capacidades mecánicas del acero. Lo
más importante es identificar la fase martensítica y ferrítica. (Haduch y Guajardo, 2007, p.3)
Siendo la martensita la fase más dura, al aumentarse la cantidad de ésta en proporción,
aumenta también la resistencia del material bifásico. Desafortunadamente, al aumentar el
contenido de martensita se reduce la ductilidad, por tal razón se determina que el volumen
fraccional de martensita es normalmente restringido de un 10 a 20%. (Haduch y Guajardo, 2007,
p.3)
Sin embargo, para mantener las propiedades de ductilidad en éste tipo de aceros es también
necesario restringir los contenidos de carbono en ésta fase. A menores contenidos de carbono
(>0.4%) se forma martensita de bajo carbono, la cual es preferible ya que no es tan frágil y ayuda
en los aceros bifásicos regularmente se limita el contenido de carbono al 0.1% como máximo.
Para ésas composiciones típicas con contenidos típicos de martensita a un 15%, el acero bifásico
muestra esfuerzos tensiles en el rango de entre 550 y 650 MPa. (Haduch y Guajardo, 2007, 3-4)
Figura 4. La micrografía muestra la estructura bifásica de un acero de bajo carbono, nótese cómo la perlita (partes obscuras), se encuentra dispersa en la ferrita, formando “islas”. Fuente:
Haduch Z. y Guajardo J., Aceros de construcción de propiedades especiales, 2007, p. 4.
Las estructuras formadas por los aceros de fase dual se presentan a nivel granular como
una matriz de Ferrita con “islas” de martensita (como se muestra en la figura 4) lo que da como
resultado aceros resistentes a causa de la martensita y dúctiles a causa de la matriz ferrítica.
(Haduch y Guajardo, 2007, p. 4)
“En aceros de fase dual es posible tener contenidos variables de fases, es decir, se pueden
obtener aceros bifásicos con altos contenidos de martensita y bajos contenidos de ferrita o
viceversa, o bien aceros con contenidos intermedios entre estos porcentajes” (Haduch y
Tal como muestra el diagrama hierro-carbono, (Fig.5) es posible experimentar con aceros
templados desde temperaturas de 730ºC para obtener aceros bifásicos con altos contenidos de
ferrita, o templar a temperaturas de 850ºC para obtener aceros bifásicos con altos contenidos de
martensita. (Haduch y Guajardo, 2007, p. 4)
Figura 5. Diagrama fase para acero con 1.5% Mn.
Fuente: Haduch Z. y Guajardo J., Aceros de construcción de propiedades especiales, 2007, p. 4.
Las proporciones de martensita y ferrita en éste tipo de aceros es el más importante
indicador ya que a partir de ahí es posible regular las propiedades mecánicas deseadas en un
Figura 6. Diagrama de hierro-carbono, mostrando las temperaturas de calentamiento de aceros de bajo carbono, y su microestructura resultante después del temple en agua.
Fuente: Haduch Z. y Guajardo J., “Aceros de construcción de propiedades especiales”, 2007, p.
4.
La figura 6 muestra como varía el porcentaje de contenido de fases según la temperatura de
temple, a los 800ºC se presenta una estructura con poca ferrita y mucha martensita, a los 775ºC
se presenta una estructura con cantidades similares de ferrita y martensita, y a los 750ºC se
presenta una estructura con una mayor cantidad de ferrita en la estructura. (Haduch y Guajardo,
2007, p. 5)
El acero bifásico es un material que debido a su capacidad de mantener alta resistencia y
buena ductilidad en conjunto está siendo cada vez más fabricado en muchos países, con la
característica de uso de elementos microaleantes como Nb., Cr., V., para el refinamiento del
Schulz. (2012). De un estudio en una serie de aceros con fase dúplex que contenía hasta
30% de martensita se concluyó que la ductilidad del componente es sensible a la resistencia y
ductilidad de la matriz.
1.3. Marco Teórico
1.3.1. Tratamiento térmico de revenido
Los aceros HSLA, al revenir, tienen un comportamiento distinto al que presentan
usualmente otros tipos de aceros. Presentan un endurecimiento estructural de la ferrita
(endurecimiento secundario) debido a la presencia de microaleantes tales como Ti, Nb, Mo. Al
alcanzar temperaturas del orden de 600ºC esos elementos carburígenos emigran por difusión
hacia las dislocaciones de la ferrita y, allí, reaccionan con el carbono. Para que estos
precipitados produzcan este efecto es necesario, como ya se ha mencionado antes, que su tamaño
sea del orden de 10-9 m (nanómetros), de tal forma que puedan dificultar el avance de las
dislocaciones durante la deformación plástica.
Con respecto a la bainita y a la martensita, presente en los aceros de fase dual y en los
multifásicos, el revenido facilita la difusión de los átomos de carbono alojados en los espacios
interatómicos de la martensita. Así, la martensita ira perdiendo carbono y al mismo tiempo su
tetragonalidad, aunque, como manifiesta Asdrúbal, para los niveles de carbono presentes en estos
aceros (≤ 0,15%C), la martensita es de estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC) y
generalmente se encuentra en forma de tiras o listones.
Un adecuado calentamiento de la martensita puede hacer que el porcentaje de carbono sea
nulo, lo que conduce a una estructura de martensita plenamente cúbica (ferrita). La bainita,
coalescencia de los carburos y proporciona al final una estructura análoga a la de la martensita
revenida. Aunque a diferencia de esta, la bainita revenida es menos uniforme, y en consecuencia
su tenacidad es menor.
Como es obvio la temperatura de revenido habrá de ser siempre inferior a la eutectoide Ae.
Si se sobrepasa esa temperatura iniciarán las transformaciones alotrópicas de α → γ; por tanto,
comenzará ya una austenización del acero. Con los consiguientes inconvenientes: al enfriar
desde la temperatura de revenido no se obtendría solamente una estructura de martensita
revenida; sino una mezcla de ella y de los constituyentes a que diera lugar, por transformaciones
durante el enfriamiento de aquella austenita.
A temperaturas más altas, del orden de los 700ºC, llega a producirse una verdadera
recristalización de la ferrita. En vez de juntas entre lajas o agujas, heredadas de la martensita,
aparecen juntas de grano de forma equiáxica, siendo esta recristalización mas rápida en aceros de
bajo contenido en carbono. El análisis de las etapas del revenido de la martensita, se expone en la
Tabla 1. Etapas del revenido.
Temperatura
(ºC) Transformación Observaciones
25-100 Segregación de C a las dislocaciones y-precipitación de carburo ε
100-250 Formación de carburos ε (primera etapa del revenido)
Puede estar ausente en aceros de bajo C y de baja aleación
200-300
Transformación de la austerita retenida en bainita inferior (segunda etapa del
revenido)
Únicamente sucede en aceros de medio y alto C (C>0.35%)
250-350 Formación de Fe3C en "lajas" (tercera etapa)
400-600
Restauración de las subestructuras de dislocaciones. Coalescencia de Fe3C en
"lajas" para adoptar una morfología globular
Se mantiene la estructura en lajas
500-600
Formación de carburos de aleación (endurecimiento secundario o cuarta
etapa de revenido)
Ocurre sólo en aceros que contienen Ti, Cr, Mo, V, Nb ó W; Fe3C se
puede disolver
600-700
Recristalización y crecimiento de grano; engrosamiento de los precipitados
globulares de Fe3C
Se inhibe la fase de recristalización sólo en aceros de medio y alto C; se
forma ferrita equiáxica
Fuente: Panta J. Caracterización de aceros bainiticos y multifase obtenidos por laminación en caliente. Modificación de sus propiedades mecánicas mediante tratamiento térmico.
Esto corresponde a la evolución de martensita del diagrama Fe-C revenidas durante 1h entre
25°C y 700°C.
De acuerdo a la tabla anterior, únicamente a temperaturas inferiores a 500°C los carburos
formados son del tipo cementítico, y que para poder formarse los carburos de aleación es preciso
preciso superar los 500°C, siendo el rango habitual para estas temperaturas el tratamiento a
550°C-620°C.
Se denominan aceros de baja aleación o microaleados porque se les añade V, Ti, Nb, Mo,
B, N en pequeñas cantidades (∑ aleantes ≤ 2,5%), además del bajo contenido de C, Mn y Si. Son
aceros que muestran un límite elástico igual o superior a 300 MPa, tienen además resistencia
última de 450 a 850 MPa con alargamiento total de 14 a 27 %. Estos aceros pueden ser
ferritoperlíticos o presentar una o más fases duras dispersas en una matriz ferrítica. Este tipo de
aceros, en general, se producen por laminación controlada, en algunos casos por normalizado y
en unas pocas ocasiones por temple y revenido.
Dentro de todos los aceros HSLA actuales, cuya clasificación se muestra en la Figura 7, los
aceros obtenidos por laminación controlada tienen un futuro muy prometedor, debido a que sus
características finales no sólo dependen de la composición química sino sobre todo del proceso
Figura 7. Diversos tipos de aceros HSLA.
Fuente: Pero-Sanz, J. Aceros: metalurgia física, selección y diseño. 1ª. ed. Ed. Cie Dossat. Madrid. 2004. Pág. 325.
1.4. Justificación del Problema
En la competición entre materiales iniciada en la segunda mitad del siglo XX se considera
que el hierro seguirá siendo uno de los metales más prometedores. Todo hace suponer que, en el
ámbito de las grandes producciones, la respuesta de las aleaciones Fe-C al reto de materiales
avanzados, seguirá una tendencia creciente. Baste considerar que más de un 50% de los aceros
utilizados hoy dia eran desconocidos industrialmente en 1985. (Pero-Sanz, 2004, p. 21)
Por otra parte, desde un punto de vista meramente físico el hierro resulta un metal muy
prometedor en cuanto a posibilidades de invención y desarrollo para nuevas prestaciones de tipo
1.5. Problema
Se planteó la siguiente interrogante:
¿Cuáles son las características microestructurales y las propiedades mecánicas en aceros de alta
resistencia obtenidos por laminación en caliente y con tratamiento térmico de revenido?
1.6. Hipótesis
Se presume presencia de bainita, martensita, ferrita y austenita retenida con valores de límite
elástico y resistencia a la tracción de aceros tipo HSLA.
1.7 Objetivos
1.7.1. Objetivo Principal
Conocer cuáles son las características microestructurales y las propiedades mecánicas tras
tratamiento térmico en aceros de alta resistencia obtenidos por laminación en caliente.
1.7.2 Objetivos específicos
- Determinar las fases presentes en un acero de alta resistencia obtenido por laminación en caliente sin realizar tratamiento térmico.
- Determinar el tamaño de grano en un acero de alta resistencia obtenido por laminación en caliente sin realizar tratamiento térmico.
- Determinar la dureza en un acero de alta resistencia obtenido por laminación en caliente sin realizar tratamiento térmico.
- Determinar el tamaño de grano en un acero de alta resistencia obtenido por laminación en caliente luego de realizar tratamiento térmico de revenido.
Capítulo II
Material y Métodos
2.1. Material de estudio
El presente trabajo de investigación tiene como material de estudio un acero de alta
resistencia y alto limite elástico obtenido por laminación en caliente.
Se estudió un acero clasificado como acero multifase denominado DP 168. La bobina
correspondiente a este acero tuvo un espesor de 7 mm y fue fabricada de forma experimental. La
tabla 2 muestra la composición química promedio de este acero.
Tabla 2. Composición química del acero investigado (% en peso, excepto el B en ppm).
Elemento
C Mn Si S P Cr Al Nb Ti Mo B N
0.096 1.912 0.087 0.005 0.013 0.020 0.023 0.057 0.050 0.278 15 0.008
Fuente: Propia
2.2. Métodos y técnicas 2.2.1. Diseño experimental
La presente investigación presenta como variable independiente la temperatura de revenido.
Tabla 3. Niveles de la variable independiente.
Variable independiente Niveles
Temperatura de revenido (ºC) 400 500 620
Fuente: Propia
Los datos a obtener representan valores de tamaño de grano, dureza y fases presentes
Tabla 4. Matriz de toma de datos
Fuente: Propia
2.2.2. Procedimiento experimental A. Tratamientos térmicos
El procedimiento experimental tendrá como variable principal los tratamientos térmicos
de revenido.
Este acero se sometió a tratamientos térmicos de revenido a 400°C, 500°C y 620°C. En
todos estos casos se empleó una rampa de calentamiento de 5°C/min, desde la temperatura
ambiente hasta la temperatura final del tratamiento, con 45 minutos de permanencia a la
temperatura requerida y seguido de enfriamiento al aire. El equipo usado para la realización de
los tratamientos térmicos será un horno eléctrico Thermo de atmósfera controlada que alcanza
temperaturas de hasta 1190˚C.
Figura 8. Horno utilizado para los tratamientos térmicos. Fuente: Propia
B. Ensayo de Dureza
Para la determinación de la dureza se empleó el ensayo Rockwell C con cargas de 150 kg-f
en tiempos de 3 s. Se harán 3 mediciones por cada probeta y serán realizadas sobre la sección
transversal y paralela a la dirección de laminación. Se usó un durómetro INDENTEC.
C. Metalografía
Se prepararon probetas del acero DP168 en su estado BLC y luego de tratamientos
térmicos a 400°C, 500°C y 620°C, siguiendo los procedimientos de encapsulado, desbaste y
pulido. Para el ataque de las probetas se usó el reactivo de LePera, que consta de una solución
acuosa de metabisulfito de sodio al 1% y solución de ácido pícrico en alcohol etílico al 4%, en
proporción 1:1.
Se utilizó un microscopio óptico Zeiss AxioObserver.Z1.
Capítulo III Resultados 3.1. Respecto a la dureza
Los valores de dureza en escala HRC obtenidos en estado BLC y luego de los tratamientos
térmicos a 400ºC, 500ºC y 620ºC se muestran en la tabla 5. En cada caso se tomaron tres
mediciones de dureza y se calculó su promedio.
Tabla 5. Datos de dureza en HRC.
Temperatura Dureza
Transversal Promedio Longitudinal Promedio
BLC 21.3 21.8 21.7 21,6 17.8 17.4 17.2 17,5
400 9.1 9.1 4.5 9,1 19.6 19.6 18.9 19,4
500 16.1 15.7 15.9 15,9 15.9 15.8 15.0 15,6 620 20.0 21.4 19.8 20,4 13.7 14.7 13.1 13,8
0 5 10 15 20 25
0 100 200 300 400 500 600 700
D
UREZA
H
RC
TEMPERATURA DE REVENIDO (°C)
Figura 12. Curva de dureza vs temperatura de revenido de la sección longitudinal de la probeta.
Fuente: Propia
0 5 10 15 20 25
0 100 200 300 400 500 600 700
D
UREZA
H
RC
TEMPERATURA DE REVENIDO (°C)
3.2. Respecto a la microestructura
Figura 13. Micrografía del material en estado de suministro, sección longitudinal a la dirección de laminación. Atacada con reactivo LePera.
(a)
Figura 14. Micrografía del material en estado de suministro, sección transversal a la dirección de laminación. Atacada con reactivo LePera
Fuente: Propia (a)
Figura 15. Micrografías del material tratado térmicamente a 400°C, sección longitudinal al sentido de laminación. Atacado con reactivo LePera.
(a)
Figura 16. Micrografías del material tratado térmicamente a 400°C, sección transversal al sentido de laminación. Atacado con reactivo LePera.
Fuente: Propia (a)
(a)
Figura 17. Micrografías del material tratado térmicamente a 500°C, sección longitudinal al sentido de laminación. Atacada con LePera.
Figura 18. Micrografía del material tratado térmicamente a 500°C, sección transversal a la dirección de laminación. Atacada con LePera.
(a)
(a)
Figura 19. Micrografía del material tratado térmicamente a 620°C, sección tomada en sentido longitudinal a la dirección de laminación. Atacada con LePera.
(c)
(a)
Figura 20. Micrografía del material tratado térmicamente a 620°C, sección tomada en sentido transversal a la dirección de laminación. Atacada con LePera.
Capítulo IV Discusión de Resultados 4.1. Respecto a la dureza
El material es anisotropico respecto a la dureza, pues en dirección transversal tenemos
valores promedios de 21.6 HRC y en dirección longitudinal valores de 17.5 HRC en promedio
en probetas sin tratamiento térmico.
Dado que la dureza está relacionada con la resistencia máxima se puede decir que el
material también es anisotropico respecto a la resistencia, dado que en dirección longitudinal
exhibe menor resistencia, será más conveniente la deformación del material en esta dirección.
Con el tratamiento térmico a 400oC y en dirección transversal, el material exhibe el menor
valor de dureza 9.1 HRC y asimismo lo será la resistencia. Para lograr deformaciones
importantes sería conveniente tratar este material previamente a 400oC.
Con los tratamientos térmicos de 500oC a 620oC se observa un aumento de la dureza y por
lo tanto de la resistencia con valores cercanos a los del material sin tratamiento térmico.
Este comportamiento podría explicarse desde el punto de vista microestructural, por el
porcentaje de ferrita presente en el material. A 400oC el porcentaje de ferrita es mayor, el cual
va disminuyendo a medida que aumentamos la temperatura de tratamiento.
Otra razón podría ser que a medida que aumenta la temperatura de tratamiento, mayor es el
porcentaje de segundas fases; en este caso la fase de inequilibrio martensita.
Así como en dirección transversal el tratamiento optimo en función del posterior proceso
de conformado es a 400°C; contrariamente en dirección longitudinal el tratamiento óptimo para
Asimismo en dirección longitudinal y contrariamente a lo observado en dirección
transversal, el tratamiento menos apropiado sería el de 400°C, pues el material exhibe la mayor
dureza y por ende la mayor resistencia, mas aún que el material sin tratamiento térmico.
En dirección longitudinal a medida que aumenta la temperatura de tratamiento, disminuye
la dureza y por lo tanto la resistencia; comportamiento muy diferente a lo exhibido en dirección
transversal.
El tratamiento térmico es importante realizarlo sea en dirección transversal o longitudinal,
pues disminuimos la resistencia del material cuando esta sin tratamiento.
Al parecer esto puede explicarse porque el material exhibe una estructura de fibra, es decir
que los granos se alinean en una dirección, lo cual influye notoriamente en la anisotropía de
este material.
4.2. Respecto a la microestructura 4.2.1. Respecto al estado de suministro
Las micrografías que se muestran en estado de suministro han sido atacadas con el reactivo
Le Pera. En la figura 13 (a) no se definen los límites de grano, sin embargo se presume una
matriz ferritica con presencia de perlita, asimismo se observa una orientación del grano propio
de un material que ha sido previamente conformado. En la figura 13 (b) también obtenida al
atacar con reactivo Le Pera se define mejor los límites de grano y se confirma la presencia
mayoritaria de ferrita acompañada en menor porcentaje de perlita. Se observa que el tamaño de
grano no es uniforme, variando desde 6.5 ASTM hasta 11.5 ASTM. La distribución tampoco es
uniforme y la forma corresponde a un grano no equiaxico. Esto se corresponde con una
La figura 14 (a) y (b) correspondiente a la sección transversal a la dirección de laminación
del material en estado de suministro Se observa una matriz ferritica, con tamaño de grano
pequeño 9 ASTM en promedio. No se aprecia una orientación de grano definida. Si se define
mayor presencia de perlita finamente distribuida lo cual le da una mayor dureza en dirección
transversal.
4.2.2. Respecto al tratamiento a 400°C
Para el tratamiento térmico a 400°C las probetas fueron atacadas con LePera. La figura
15 corresponde a la sección longitudinal a la dirección de laminación del material. En la figura
15 (a) se observa la matriz ferritica con un tamaño de grano 8.5 ASTM y algunos islotes de
martensita con una distribución no uniforme, y pequeñas cantidades de perlita y cementita.
La figura 16 corresponde a la sección transversal a la dirección de laminación del
material. Se observa que el grano ferritico es mas uniforme, con un tamaño de grano 8 ASTM,
hay presencia de pequeños islotes de martensita distribuidos uniformemente, que se encuentran
mayormente en los límites de grano.
4.2.3. Respecto al tratamiento a 500°C
Para el tratamiento térmico a 500°C las probetas fueron atacadas con LePera. La figura
17 muestra la sección longitudinal a la dirección de laminación. Se observa mayor presencia de
perlita que en el tratamiento a 400°C pero a la vez menor cantidad de martensita. Se aprecia los
granos alargados producto del proceso de laminación, con un tamaño de grano de 11 ASTM.
La figura 18 muestra la sección transversal a la dirección de laminación. Se observa la
matriz ferritica, con un tamaño de grano mas fino 11.5 ASTM con mayor presencia de perlita.
Pequeños islotes de martensita en mayor cantidad de lo que se obtuvo en el tratamiento a
4.2.4. Respecto al tratamiento a 620°C
Para el tratamiento térmico a 620°C las probetas fueron atacadas con LePera. En la figura
19, correspondiente a la sección longitudinal a la dirección de laminación, se observa mayor
cantidad de ferrita que a 400°C y 500°C, un tamaño de grano 9 ASTM. Hay escasa presencia
de perlita y martensita.
En la figura 20, correspondiente a la sección transversal a la dirección de laminación, se
observa el tamaño de grano mas fino, 12 ASTM. Este tratamiento es con el que se obtiene
Capítulo V
Conclusiones y Recomendaciones 5.1. Conclusiones
La mayor dureza en el estado bruto de laminación en caliente se presentó en el sentido
transversal a la dirección de laminación, mientras que con luego de tratamientos térmicos
en sentido transversal la dureza aumento con la temperatura, en sentido longitudinal el
comportamiento fue opuesto.
En estado bruto de laminación en caliente el acero presenta una microestructura de ferrita
con poca presencia de bainita y se presume la presencia de austenita retenida en pequeña
cantidad. Con los tratamientos térmicos se obtiene un refinamiento de grano así como un
grano más uniforme. También se observa un aumento gradual de la cantidad de
martensita conforme aumenta la temperatura.
El tamaño de grano más pequeño fue a 620°C y en sentido transversal a la dirección de
laminación. Se concluye que el aumento de la dureza se debe básicamente a un
5.2. Recomendaciones
Se recomienda realizar un análisis de texturas para analizar las direcciones preferentes
de los átomos debido a la acusada anisotropía en los valores de dureza mostrada
después de los tratamientos térmicos. En estado bruto de laminación en caliente y
después de tratamiento térmico de revenido es evidente una anisotropía que se
incrementa a 400°C y a 620˚C a excepción del tratamiento de 500˚C donde se presentó
una marcada isotropía.
Realizar un estudio de metalografía a través de microscopía electrónica de transmisión,
a través del cual se podría observar los carburos presentes y comprobar este mecanismo
Referencias bibliográficas
Haduch Z., y Guajardo J. (2007). Aceros de construcción de propiedades especiales. 8°
Congreso Iberoamericano de Ingeniería Mecánica. Cusco.
Hulka K. Dual Phase and Trip Steels. Niobium Products Company GmbH. Recuperado de
www.Us.Cbmm.com.br/English/Souerces/techlib/Info/Dualph/Dualphas.htm.
Illescas S. (2007). Estudio del efecto de los elementos microaleantes en un acero HSLA (PFC).
Universidad de Barcelona, España
Lanzillotto C. & Pickering F. (1982), Structure-property relationships in dual phase steels. The
Metals Society, Metal Science, (16), 371.
LePera F. Journal of Metals (1980), 38-39
Panta J. (2007). Caracterización de aceros bainiticos y multifase obtenidos por laminación en
caliente. Modificación de sus propiedades mecánicas mediante tratamiento térmico.
Pero-Sanz J. (2004). Aceros: Metalurgia Fisica, Seleccion y diseño. 1ª. ed. Editorial Cie Dossat.
Madrid.
Schulz B. Aceros con microestructuras de fase doble o dúplex. Revista Remetalica, 3-9.
Speich G., Dual-Phase Steels, Department of Metallurgical Engineering, Illinois Institute of
Technology, p. 424.
Splinder H. et al. High Stregth and Ultra High Stregth Hot Rolled Steel Grades – Products for
Apendice I Temperaturas Criticas
La Tabla A.I.1 muestra las temperaturas críticas así como el carbono equivalente para el
acero estudiado.
Tabla A.I. 1. Temperaturas críticas en ˚C y Carbono equivalente en (% en peso).
Ceq. (IIW) Ceqt. Tnr AC3 Ae BS B50 BF MS
0.49 0.34 1154 859 709 606 546 486 438
Fuente: Propia
a) Discusión sobre Carbono Equivalente y MS
Primeramente se debe señalar la fórmula usada para su cálculo, la cual fue según el IIW
(International Institute of Welding):
𝐶𝑒𝑞 = 𝐶 + 𝑀𝑛+𝑆𝑖6 +𝑁𝑖+𝐶𝑢15 +𝐶𝑟+𝑀𝑜+𝑉5 (Todos los elementos en % en peso).
El criterio está referido a que si el Ceq máx. < 0.42, se puede prescindir de un
precalentamiento y la soldadura del material será facilitada, para nuestro caso el valor supera el
referido por el IIW, lo que justifica un tratamiento posterior de la soldadura.
Así mismo se calculó el Ceqt que se obtuvo de acuerdo a la siguiente fórmula según
Seferian:
Ceqt = Ceq (1+0.005e); donde e, es el espesor en mm y Ceq responde a:
En este caso se toma en cuenta el espesor, ya que es sabido que al aumentar el espesor
aumentan también las dificultades para soldar. En este caso el criterio considera que un acero es
fácilmente soldable si Ceqt resulta inferior a 0.25%, valor que en nuestro caso también es
superado.
Por otro lado el criterio para disponer de una elevada aptitud a la soldabilidad viene
definido por el valor de la temperatura MS o susceptibilidad al agrietamiento en el temple, y por
la dureza de la martensita. Un valor bajo de la temperatura MS y un alto valor en la dureza de la
martensita conduce al agrietamiento de la zona afectada por el calor (ZAC). MS se obtuvo de
acuerdo a la siguiente fórmula:
MS (˚C) = 539-423 (%C)-30.4 (%Mn) .
b)Discusión sobre AC3 y Ae
Las temperaturas AC3 y Ae se calcularon con las siguientes fórmulas:
AC3 (˚C) = 912 - 203 (%C)1/2 –30 (%Mn) - 15.2 (%Ni)–11 (%Cr) – 20 (%Cu) + 44.7
(%Si) + 31.5 (%Mo) +13.1 (%W) + 104 (%V)+ 120 (%As) + 400 (Ti) + 400 (%Al) + 700 (%P).
Ae (˚C) = 727 – 10.7 (%Mn) – 16.9 (%Ni) +29.1 (%Si) +16.9 (%Cr) +290 (%As) + 6.38
(%W).
El acero estudiado presenta un AC3 = 859˚C, esto tiene relación con la transformación
austenítica en el calentamiento, es decir asegurar que los tratamientos supercríticos estén por
encima de 864˚C; los intercríticos estén ente Ae y AC3, en nuestro caso entre 709˚C y 859˚C y los
Se ha calculado Ae para tener definido el rango de temperaturas donde ocurre la
transformación α + γ, siendo para el caso de este acero hipoeutectoide Ae = 709˚C, por lo tanto el
intervalo de temperaturas donde sucede esta transformación será de ≈ 150˚C. Asumiendo un
desplazamiento de la temperatura AC3 proporcional al que verifica la temperatura Ae, al
comparar esta con la temperatura de 727˚C correspondiente al diagrama metaestable Fe-C para
aceros hipoeutectoides, puede asegurarse la dominancia de los elementos gamágenos al
verificarse una depresión de la misma igual a 17˚C.
c) Discusión sobre BS, BF y B50
La fórmula usada para el cálculo de estas temperaturas fue:
BS = 830-270(%C)-90(%Mn)-37(%Ni)-70(%Cr)-83(%Mo).
B50 = BS-60˚C.
BF = BS-120˚C.
El rango de transformación en nuestro caso está entre los 486˚C y 606˚C. La presencia de
Mo y B aumentan la templabilidad bainítica.
d)Discusión sobre Tnr
Aún cuando esta temperatura no tiene incidencia directa en nuestro estudio, ya que
nuestro material de partida, son chapas en estado BLC, es decir previamente laminados en
caliente, el conocimiento referencial sobre ella es siempre importante. Se utilizó la siguiente
fórmula para su cálculo:
En nuestro caso se tiene una Tnr = 1154˚C, quiere decir de que no existirá recristalización
por debajo de esta temperatura, si tenemos en cuenta que según los datos aportados por
Arcelor-Mittal, la temperatura final de laminación estuvo sobre 870˚C pero por debajo de 930˚C, quiere
Anexo Fotografías
Figura A.1. Horno usado para los tratamientos térmicos.