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Caracterización microestructural y de propiedades mecánicas en aceros de alta resistencia obtenidos por laminación en caliente y con tratamiento térmico de revenido

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(1)

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.

(2)
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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.

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Dedicado a mi familia, en especial a la memoria

de Luis Castillo por su ejemplo de sencillez y

servicio a los demás.

(5)

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.

(6)

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.

(7)
(8)

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

(9)

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

(10)

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.

(11)

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.

(12)
(13)

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

(14)

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.

(15)

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

(16)

• 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

(17)

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

(18)

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

(19)

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.

(20)

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

(21)

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

(22)

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

(23)

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

(24)

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,

(25)

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

(26)

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

(27)

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

(28)

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

(29)

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.

(30)

- Determinar el tamaño de grano en un acero de alta resistencia obtenido por laminación en caliente luego de realizar tratamiento térmico de revenido.

(31)

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.

(32)

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.

(33)

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.

(34)

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.

(35)

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)

(36)

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)

(37)

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)

(38)

Figura 14. Micrografía del material en estado de suministro, sección transversal a la dirección de laminación. Atacada con reactivo LePera

Fuente: Propia (a)

(39)

Figura 15. Micrografías del material tratado térmicamente a 400°C, sección longitudinal al sentido de laminación. Atacado con reactivo LePera.

(a)

(40)

Figura 16. Micrografías del material tratado térmicamente a 400°C, sección transversal al sentido de laminación. Atacado con reactivo LePera.

Fuente: Propia (a)

(41)

(a)

(42)

Figura 17. Micrografías del material tratado térmicamente a 500°C, sección longitudinal al sentido de laminación. Atacada con LePera.

(43)

Figura 18. Micrografía del material tratado térmicamente a 500°C, sección transversal a la dirección de laminación. Atacada con LePera.

(a)

(44)

(a)

(45)

Figura 19. Micrografía del material tratado térmicamente a 620°C, sección tomada en sentido longitudinal a la dirección de laminación. Atacada con LePera.

(c)

(46)

(a)

(47)

Figura 20. Micrografía del material tratado térmicamente a 620°C, sección tomada en sentido transversal a la dirección de laminación. Atacada con LePera.

(48)

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

(49)

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

(50)

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

(51)

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

(52)

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

(53)

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

(54)

Referencias bibliográficas

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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

(55)

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:

(56)

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

(57)

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:

(58)

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

(59)

Anexo Fotografías

Figura A.1. Horno usado para los tratamientos térmicos.

(60)

Figure

Figura 2. Representación de granos de ferrita.
Figura 3. Relación de propiedades mecánicas de acero de doble fase en la relación del contenido
Figura 4. La micrografía muestra la estructura bifásica de un acero de bajo carbono, nótese
Figura 5. Diagrama fase para acero con 1.5% Mn.
+7

Referencias

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