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
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
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
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
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
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
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
8
Resumen:
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.
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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.
11
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.
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]
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
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:
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]
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]
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
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:
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
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
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.
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
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:
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)
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 𝜉𝑚y 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.
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.
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.
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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
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]
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.
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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:
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:
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.
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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]
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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.
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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).
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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]
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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:
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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%
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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:
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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 97,835Co 0,008
Si 0,3B < 0,0001
Mo 0,018P < 0,001
Al 0,016Cr 0,027
C 0,193Ti 0,014
Cu 0,009Pb 0,015
W 0,006S < 0,001
Nb 0,024Sn 0,003
Mn 1,512V 0,002
Ni 0,016Mg 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 Mo2 -0,46 Ni2 -28 V2
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 - 6.86Si2 + 0.322 Cr2 + 9.90 Mo2 +1.24Ni2 - 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 FORM ING AND HEAT TREATING HANDBOOK, Antonio Augusto Gorni, São Vicente, Brasil
Calculo de Temperaturas
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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
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 1 30 Min 4 horas
2 6 horas
3 2 horas
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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.
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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:
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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.
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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.
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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
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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
50
Muestra 3 Muestra 4
Muestra 5 Muestra 6
51
Muestra 9 Muestra 10
Muestra 11 Muestra 12
Tabla 5 Deformación cualitativa de las probetas después de realizado el ensayo de impacto
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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).
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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)
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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.
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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
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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.
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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.
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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.
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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.
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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
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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
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
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
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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
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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
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
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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
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
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]
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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
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UNIVERSIDAD DE LOS ANDES
25/09/2018 16:21:1972
UNIVERSIDAD DE LOS ANDES
25/09/2018 17:09:01Comment: 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
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UNIVERSIDAD DE LOS ANDES
25/09/2018 17:09:2274
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.
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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
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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.
