DETERMINACIÓN DE LA INFLUENCIA DE TIEMPOS DE REVENIDO EN LA RESISTENCIA A LA...

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DETERMINACIÓN DE LA INFLUENCIA DE TIEMPOS DE REVENIDO EN LA

RESISTENCIA A LA TRACCIÓN DE UNA ACERO AISI SAE 1020 TRATADO

TÉRMICAMENTE A TEMPERATURAS INTERCRÍTICAS

GUTIÉRREZ RAMÍREZ JUAN CAMILO

CÓD. 20142375057

PRESENTADO A

PROYECTO CURRICULAR DE TECNOLOGÍA E INGENIERÍA MECÁNICA

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS

TECNOLOGÍA E INGENIERÍA MECÁNICA

BOGOTÁ, D.C. 2017

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DETERMINACIÓN DE LA INFLUENCIA DE TIEMPOS DE REVENIDO EN LA

RESISTENCIA A LA TRACCIÓN DE UNA ACERO AISI SAE 1020 TRATADO

TÉRMICAMENTE A TEMPERATURAS INTERCRÍTICAS

GUTIÉRREZ RAMÍREZ JUAN CAMILO

CÓD. 20142375057

PRESENTADO A

PROYECTO CURRICULAR DE TECNOLOGÍA E INGENIERÍA MECÁNICA

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS

TECNOLOGÍA E INGENIERÍA MECÁNICA

BOGOTÁ, D.C. 2017

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TABLA DE CONTENIDO

1. INTRODUCCIÓN .................................................................................................... 6

2. ESTADO DEL ARTE .............................................................................................. 7

3. PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA .................................................................. 12

4. JUSTIFICACIÓN ................................................................................................... 13

5. OBJETIVOS ......................................................................................................... 14

5.1. OBJETIVO GENERAL ................................................................................................... 14

5.2. OBJETIVOS ESPECÍFICOS ........................................................................................ 14

6. MARCO TEÓRICO ............................................................................................... 15

7. METODOLOGÍA ................................................................................................... 20

8. RESULTADOS ..................................................................................................... 24

Material base ....................................................................................................... 24

Templado en Agua .............................................................................................. 25

Templado + Revenido (15 minutos) ................................................................... 27




9. ESTEREOSCOPÍA ............................................................................................... 32

10. ANÁLISIS METALOGRÁFICO ............................................................................. 35

10.1. Microscopía ................................................................................................................. 35

10.2. Microscopía electrónica de Barrido SEM ................................................................ 39

11. CONCLUSIONES ................................................................................................. 42

REFERENCIAS ............................................................................................................... 43

4

Índice de Tablas

Tabla 1. Composición química del material a tratar.. ............................................................... 20

Tabla 2. Resultado de ensayo a la tracción para material base. ............................................ 24

Tabla 3. Resultado de ensayo a la tracción para material templado. .................................... 25

Tabla 4. Resultado de ensayo a la tracción para material templado y revenido a 5

minutos............................................................................................................................................. 26


minutos. ............................................................................................................................................ 27


minutos............................................................................................................................................. 28


minutos. ............................................................................................................................................ 29


minutos............................................................................................................................................. 30

Tabla 9. Prueba de dureza (HRB) y Microdureza (HV) para zonas oscuras y claras en

material sometido a proceso de revenido. .................................................................................. 37

Índice de Figuras

Figura 1. Curva de la <<S>> y constituyentes microscópicos resultantes de la

transformación de la Austenita.. ................................................................................................... 15

Figura 2. Esfuerzo de fluencia a 1 % de deformación en aleaciones Fe-Mn-C como una

función del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro del rango

intercrítico.. ...................................................................................................................................... 18

Figura 3. Esfuerzo de fluencia y resistencia a la tracción como una función del porcentaje

de Martensita para aleaciones Fe-Mn-C. ................................................................................... 19

Figura 4. Probetas mecanizadas según norma ASTM E8 para prueba de tracción. ......... 21

Figura 5. Mufla eléctrica LEF205P, Universidad Distrital Francisco José de Caldas.

Utilizada para realizar el tratamiento térmico.. .......................................................................... 22

Figura 6. Prueba de tensión para probetas tratadas térmicamente. Máquina ensayos de

tensión SHIMADZU UH-50A ......................................................................................................... 22

Figura 7. Muestras en preparación para análisis micrográfico. .............................................. 23

Figura 8. Estereoscopio Zeiss Discovery.V8. Universidad Distrital Francisco José de

Caldas.. ............................................................................................................................................ 23

Figura 9. Curva esfuerzo-deformación para material base. .................................................... 24

Figura 10. Curva esfuerzo-deformación para material templado. .......................................... 25

Figura 11. Curva esfuerzo-deformación para material templado y revenido a 5 minutos…

........................................................................................................................................................... 26

Figura 12. Curva esfuerzo-deformación para material templado y revenido a 15 minutos.

........................................................................................................................................................... 27

5

Figura 13. Curva esfuerzo-deformación para material templado y revenido a 30 minutos..

........................................................................................................................................................... 28


........................................................................................................................................................... 29


........................................................................................................................................................... 30

Figura 16. Diagrama esfuerzo-deformación comparado para distintos tiempos de

revenido.. ......................................................................................................................................... 31

Figura 17. Estereoscopía, falla por tensión en probeta templada x10 y x20. ....................... 32

Figura 18. Estereoscopia falla por tensión en probeta templada y revenida a 5 minutos.

x10 y x20.. ....................................................................................................................................... 33

Figura 19. Estereoscopia falla por tensión en probeta templada y revenida a 60 minutos.

x10 y x12.5.. .................................................................................................................................... 33

Figura 20. Material base (izq.) y material templado (der.). Acero AISI SAE 1020 x500. .... 35

Figura 21. Material templado + revenido a 5 minutos (izq.) y a 15 minutos (der.). Acero

AISI SAE 1020 x500.. .................................................................................................................... 36

Figura 22. Material templado + revenido a 30 minutos (izq.) y a 45 minutos (der.). Acero

AISI SAE 1020 x500. ..................................................................................................................... 36

Figura 23. Material templado + revenido 60 minutos (izq.) x500 y templado (der.) x1000.

Acero AISI SAE 1020. ................................................................................................................... 37

Figura 24. Microdureza zona oscura y zona clara. Material templado y revenido a 45

minutos. ............................................................................................................................................ 38

Figura 25. Micrografía para Templado y revenido a 5 minutos. 5um.. .................................. 39

Figura 26. Micrografía SE, BSE para Templado y revenido a 5 minutos. 5um.. .................. 39

Figura 27. Micrografía SE, BSE para Templado y revenido a 15 minutos. 5um.. ................ 40

Figura 28. Micrografía para Templado y revenido a 15 minutos. 5um y 2um. ..................... 40

Figura 29. Micrografía para Templado y revenido a 45 minutos. 50um y 5um.. .................. 41

Figura 30. Micrografía SE, BSE para Templado y revenido a 45 minutos. 5um.. ................ 41

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1. INTRODUCCIÓN

Este documento presenta un estudio realizado para un acero AISI SAE 1020, el

cual fue sometido a tratamiento térmico de temple a temperaturas intercríticas así

como a un revenido con distintos tiempos de calentamiento. Se realiza un análisis

de la influencia que estos tratamientos térmicos ejercen sobre las propiedades de

resistencia a la tracción para el material seleccionado. Se observa un efecto inicial

de endurecimiento debido al procedimiento de temple al cual es sometido el

material, posteriormente se evidencia un impacto positivo inicial en la propiedad de

resistencia a la tracción en el material revenido, mostrando el material sometido a

este procedimiento un mejor desempeño que el material base. No obstante, a

medida que el tiempo de revenido aumenta, el material tiende a aproximarse a su

estado original en cuanto a resistencia, pero conservando un mayor grado de

deformabilidad. Un análisis metalográfico permite un acercamiento a la

microestructura del material tratado, lo cual se refuerza con una verificación en sus

cambios de constituyentes mediante microscopia electrónica de barrido (SEM).

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2. ESTADO DEL ARTE

En la última década se ha presentado una expansión en el uso de los

denominados aceros doble fase (DP), lo cuales, al incluir una matriz de ferrita-

martensita, alcanzan niveles bastante aceptables en la relación dureza-ductilidad.

Así, trabajos como el de (Erdogan & Tekeli, 2002) evidencian la influencia que la

fracción volumétrica de martensita ejerce en las propiedades de resistencia a la

tracción, pues al realizar análisis de dureza-ductilidad se encontró que para un

acero DP la resistencia a la tracción fue ligeramente menor que para muestras

totalmente martensíticas, pero con una mayor ductilidad, siendo más apto el

material para aplicaciones industriales, esto al no ser tan frágil. El mismo estudio

arroja una participación óptima de martensita en el núcleo de alrededor del 25%,

aspecto este a tener en cuenta debido a la variación que pueda darse para cada

tipo de acero.

Otro aspecto determinante en nuestra investigación es el tratamiento de los

materiales a temperaturas intercríticas, pues las variaciones que en este intervalo

se den afectan de manera directa las propiedades mecánicas de los aceros.

Prueba de lo anterior es el estudio realizado por (Maleque, Poon, & Masjuki, 2004)

donde se trató térmicamente un acero AISI 3115 en un rango de 730 a 830

Celsius y se templó en agua. Al evaluar las propiedades mecánicas en el material

se encontró que la resistencia a la tracción aumenta al elevar la temperatura

intercrítica de tratamiento, lo cual se debe a una mayor presencia de martensita en

el núcleo. Más aun, en el mismo estudio se evidencia una correlación entre la

presencia de microestructura ferrita-martensita (aceros DP) y la mejora de la

relación resistencia-ductilidad.

Ahora bien, es necesario rastrear estudios que abarquen no sólo tratamientos

térmicos a temperaturas intercríticas, sino que, con el fin de realizar una

comparación, lo hagan a las temperaturas normalmente estipuladas. Sin embargo,

también es importante el manejo de procesos adicionales al temple, pues como se

evidenció en el estudio anterior las propiedades mecánicas de los materiales son

alteradas debido a la presencia de martensita en su núcleo, siendo necesario

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evaluar el comportamiento debido a la influencia de procesos como revenido,

recocido y/o cementado. En este sentido, el estudio realizado por (Kocatepe,

Cerah, & Erdogan, 2006), analiza los efectos de la fracción volumétrica de

martensita en las propiedades de resistencia a la tracción de un hierro dúctil con

matriz dual. El tratamiento térmico es realizado a temperaturas intercríticas,

variando las fracciones volumétricas de martensita y siendo recocidas. Como

resultado se encontró una influencia directa en las propiedades de resistencia y

ductilidad, donde el hierro con matriz dual exhibió una ductilidad mayor que el

material base, disminuyendo, no obstante, las propiedades de resistencia a la

tracción y ductilidad a medida que se generaba mayor cantidad de martensita. Así

mismo, la resistencia a la tracción y el límite de elasticidad del material tratado

resultó ser mucho más alto que el del material base.

Al indagar por este tipo de estudios aplicados a aceros al carbono se encontró el

realizado por (Movahed, Kolahgar, Marashi, Pouranvari, & Parvin, 2009), el cual

tiene por objeto investigar las propiedades de tracción y el comportamiento de

endurecimiento por deformación de un acero doble fase. Al realizar un tratamiento

térmico de temple a temperaturas intercríticas encontraron correlación entre la

dureza, resistencia a la fluencia, resistencia a la tracción, ductilidad y energía de

fractura con la fracción volumétrica de martensita. Paralelamente, se observa una

disminución en la resistencia a la tracción y en la ductilidad al aumentar la fracción

volumétrica de martensita, lo cual está en concordancia con los trabajos

estudiados anteriormente. Vemos entonces que la proporción de constituyentes es

determinante en las propiedades del material.

En este sentido, se hizo necesario indagar en este aspecto, (Zare & Ekrami,

2011), por ejemplo, analiza el comportamiento de endurecimiento por deformación

en el acero AISI 4340, con propiedades de doble fase (DP) y microestructura de

triple fase (TP), manteniendo las fracciones volumétricas de ferrita constantes,

cerca al 34%. Al realizar pruebas de tensión en los materiales se encontró un

aumento del coeficiente de resistencia directamente ligado al aumento de la

fracción volumétrica de martensita. Más aun, se muestra en la primera etapa de

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endurecimiento de trabajo cómo la fase de ferrita se deforma plásticamente y

cómo las variaciones en la conducta del material estaban relacionadas con

tensiones internas, debido a la transformación martensítica y el impacto que este

micro-constituyente ejercía sobre los granos de ferrita adyacentes.

Se evidencia la importancia que en los aceros doble fase tiene la participación de

martensita y su influencia en las propiedades mecánicas de estos. Un intento de

comprensión global de los efectos de este micro-constituyente y su fracción

volumétrica, así como la influencia en la velocidad de enfriamiento en la

transformación de fase y las propiedades mecánicas se realiza en el estudio de

(Asadi, De Cooman, & Palkowski, 2012), donde se concluye que tanto la

resistencia como la templabilidad del acero se ven afectados por una mayor

fracción volumétrica de martensita y un aumento en la velocidad de enfriamiento.

Propiedades como la fatiga se han investigado también para este tipo de aceros;

(Idris & Prawoto, 2012) analiza la influencia de la fracción de ferrita en una matriz

dual con respecto a la propagación de grietas por fatiga, alterando dicha fracción a

través del tratamiento térmico intercrítico, el cual apunta a la optimización de la

resistencia a la carga por fatiga. Allí se evidenció que la fracción de ferrita

aumenta con la disminución de la temperatura de remojo, además, que la fuerza

más alta de fatiga se logró cuando la fracción de área de ferrita era

aproximadamente 65%, que para dicha prueba correspondió a una temperatura de

748°C.

A este respecto, y dado que la matriz para los aceros doble fase se compone de

una base ferrítica con islas de martensita, (Sodjit & Uthaisangsuk, 2012)

produjeron muestras de aceros doble fase a través del proceso de recocido

intercrítico, analizando mediante el uso de elementos de volumen representativo la

influencia que ejercía la variación de la fracción volumétrica de martensita en las

propiedades de tensión-deformación. Allí se encontró cómo el comportamiento

mecánico y de fractura del acero doble fase tratado están directamente

relacionados con la fracción de martensita presente, así como con la morfología y

distribución de la fase.

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Estudios recientes, como el realizado por (Ding, Hedström, & Li, 2016), donde las

condiciones del tratamiento térmico se variaron con el ánimo de investigar los

efectos que la temperatura de recocido intercrítico, la temperatura de

transformación bainítica isotérmica (IBT) y el tiempo ejercen sobre la

microestructura del material y sus propiedades mecánicas, son prueba clara de la

vigencia del estudio de los aceros DP y TRIP. Así mismo, toma relevancia en

estos la aplicación de pruebas de microscopia electrónica de barrido para el

análisis más detallado de los cambios de morfología. Para este estudio en

particular se halló que al aumentar la fracción de bainita lo hace también la de

austenita retenida, mientras que ocurre lo contrario con la fracción de martensita.

Se presenta además un aumento positivo en las propiedades mecánicas del

material, pues supera el valor de 780 Mpa en resistencia a la tracción, así como

una elongación de más del 22%.

No obstante, habría que precisar las posibles limitaciones del estudio con aceros

doble fase que, sin embargo, pueden controlarse. El estudio realizado por (Lu &

Qin, 2016) muestra cómo el ablandamiento es un factor de constante ocurrencia

en los aceros doble fase, esto en virtud del temple isotérmico, por lo cual se ha

optado por la implementación del templado no isotérmico, con el fin de reducir el

proceso de ablandamiento. Tratamientos como el de electro-pulsación de alta

potencia ayudan a mejorar considerablemente los efectos de fortalecimiento, esto

a través de la formación de ferrita de grano ultrafino con nano-partículas de

cementita en aceros martensíticos. Incluso este procedimiento ayuda a mejorar los

problemas asociados a reblandecimiento en el revenido de la martensita.

(Chakraborty et al., 2016) investigaron el efecto de la distribución espacial de

martensita en un acero tratado a temperaturas intercríticas, analizando

propiedades de endurecimiento. De manera paralela se emplearon parámetros de

recocido continuo para tratar un acero laminado en frío y obtener una

microestructura de fase dual. Al tiempo, se empleó un proceso de recocido

modificado con velocidades de calentamiento variables y una temperatura pico de

recocido. En el mismo estudio se recurre a la microscopia electrónica de barrido

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para el análisis de la microestructura, donde se observó diferencias en la

distribución de martensita para cada variación de recocido, siendo la formación de

martensita predominante dentro de los granos de ferrita. Lo anterior se considera

como la causa del aumento de la dureza del material, junto con una perdida

inferior en la ductilidad.

Finalmente, estudios como el de (Long et al., 2016), donde se analizó el

comportamiento micro-estructural en un acero 20CrNi2Mo tratado a temperaturas

entre los 900 y 1200°C, esto valiéndose de pruebas en un microscopio óptico

(OM), microscopía electrónica de barrido (SEM), difracción de retro-dispersión de

electrones (EBSD) y microscopía electrónica de transmisión (TEM); permiten

profundizar en la relación entre la microestructura y las propiedades de resistencia

y tenacidad. Allí, encontraron que el volumen de austenita y martensita “gruesa”

aumentan al elevar la temperatura de temple, mientras que la martensita en

“varillas” disminuye. Los trabajos citados previamente permiten poner de

manifiesto la pertinencia que el estudio de los aceros de doble fase tiene en la

actualidad, así como la constante mejora que implica el uso de herramientas como

la microscopia electrónica de barrido, entre otras, para mejorar el análisis que

hacia estos se realiza.

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3. PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA

En la necesidad de mejorar continuamente las propiedades mecánicas de los

materiales, una preocupación recurrente de los investigadores es la relación

existente entre la resistencia mecánica y la deformación de un material. El

principal problema es que a una mayor resistencia generalmente se asocia una

baja deformación, pues materiales rígidos carecen de ductilidad. La industria

automotriz es evidencia de esta cuestión, pues cada día requiere de materiales

con mejores relaciones de resistencia-deformabilidad (Institute, 2015), pero si, por

ejemplo, se aumenta el nivel de carbono en un acero, aunque eleva su resistencia,

vemos decrecer sus propiedades plásticas. Aceros templados no solucionan esta

cuestión, pues poseen una gran resistencia a la tensión, pero su deformabilidad es

mínima.

Es en este contexto que se presentan los aceros de doble fase como una

alternativa bastante aceptable, pues al poseer estructuras de ferrita-martensita

tienen una alta resistencia mecánica acompañada de una buena relación de

ductilidad. No obstante, y pese a sus ventajas, estudios sobre estos aceros aún

tiene mucho camino por recorrer, siendo necesario ahondar sobre sus

propiedades y comportamiento, pues la industria avanza constantemente y con

ella la demanda de mejores materiales. Es por esto que se propone aquí un

estudio aun no realizado sobre las propiedades de los aceros doble fase, en el que

se intentará obtener mejores propiedades de resistencia a la tensión para un acero

de fase dual sometiéndolo a un tratamiento de temple + revenido, donde los

tiempos de este último se variarán para analizar la influencia sobre las

propiedades de resistencia a la tracción del acero AISI SAE 1020.

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4. JUSTIFICACIÓN

The Global Competitiveness Report (Schwab, 2015) señala el rezago tecnológico

al cual se enfrenta nuestro país, esto es, una falta de resultados en el área de

investigación e innovación. Lo anterior concierne claramente a la Academia, pues

si bien sobre este asunto influyen varios factores, es allí donde se desarrolla el rol

central de la investigación. La necesidad de optimizar las propiedades físicas,

químicas y mecánicas de los materiales de manufactura es ya un problema local,

pues cada vez dependemos más del exterior.

El estudio de los denominados aceros doble fase (DP) es importante dado que se

posicionan como una de las alternativas más viables en la industria automotriz,

esto al presentar una buena relación entre las propiedades de deformación y

resistencia mecánica. La necesidad de reducir el uso de combustible, asociado

directamente con el peso del vehículo, implica la utilización de materiales que

sean cada vez más livianos sin sacrificar sus propiedades de resistencia

mecánica. Es por lo anterior que conviene, tanto a la Academia como a la

Industria, el realizar investigaciones en lo concerniente a los aceros doble fase.

A pesar de la utilidad que estos estudios ofrecen, sólo se encontró información en

especializada sobre una reducido número de aceros, lo cual hace necesario

practicar estas pruebas de laboratorio sobre una mayor cantidad de aceros,

variando su composición de carbono y ampliando el espectro de la investigación,

siendo el caso del presente estudio un acero AISI SAE 1020, sobre el cual no se

ha analizado la influencia del temple y variación en el tiempo de revenido en sus

propiedades mecánicas de resistencia a la tracción.

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5. OBJETIVOS

5.1. OBJETIVO GENERAL

Analizar la influencia de la variación del tiempo de revenido de 5, 15, 30, 45 y 60

minutos en la resistencia a la tracción en un acero AISI SAE 1020 templado desde

temperaturas intercríticas.

5.2. OBJETIVOS ESPECÍFICOS

Establecer la secuencia de tiempos y temperaturas necesarias para el

tratamiento térmico de temple y revenido propuesto.

Realizar, bajo los parámetros de la norma ASTM E8, un ensayo de tracción

sobre el material después del tratamiento térmico para observar la

influencia del mismo.

Identificar y analizar la microestructura y morfología de la falla mediante

microscopía electrónica de barrido (SEM) y estereoscopía.

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6. MARCO TEÓRICO

Tratamiento térmico intercrítico

El proceso de tratamiento térmico intercrítico para un acero consiste en llevarlo

hasta una temperatura dentro de la zona bifásica ferrita- austenita en el diagrama

Hierro-Carbono (entre las temperaturas críticas de transformaci6n A1 y A3), allí

permanece el tiempo suficiente para que se dé la transformación en una estructura

Ferrita-Austenita. Posteriormente se somete a un enfriamiento, que dependiendo

de distintos factores, como la velocidad del proceso, produce unos micro-

constituyentes determinados, v. gr., Martensita, Bainita, Perlita o mezclas entre

estos. El conocimiento de la variación que presentan dichas fases en su

proporción es importante para la comprensión del comportamiento de las

propiedades mecánicas del material tratado.

Para el estudio de las transformaciones de fase presentes en los distintos aceros,

resultan de gran utilidad los diagramas TTT o curvas de “S”, figura 1, pues allí se

resumen los posibles cambios que puede llegar a presentar la Austenita en cada

acero, siendo un método eficaz para el diseño de tratamientos térmicos, así como

para la interpretación de sus resultados.

Figura 1. Curva de la <<S>> y constituyentes microscópicos resultantes de la transformación de la Austenita. Fuente: (Barrero, 2000).

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Los micro-constituyentes que aparecen en las transformaciones isotérmicas de la

Austenita se pueden clasificar en tres zonas principales: superior, media e inferior.

En la zona alta y media se presenta una lenta velocidad de enfriamiento y

nucleación, por lo que resultan típicas de allí estructuras groseras, de arriba abajo,

Perlita gruesa, Sorbita, Bainita, etc. Es de nuestro especial interés el estudiar la

zona inferior, pues allí, bajo una alta velocidad de enfriamiento y nucleación, es

donde aparecen cristales finos y poco desarrollados, siendo la Martensita especial

por su alta dureza. Más aun, cabe advertir que son varios los factores que

intervienen en los tratamientos térmicos, para nuestro caso, a la hora de realizar

un temple óptimo, se deben tener en cuenta los que son inherentes a la calidad

del material, así como los que determinan la velocidad de enfriamiento de los

diferentes puntos de la pieza (Barrero, 2000).

Los aceros de doble fase son una clase de aceros HSLA (Aceros bajo aleados de

ultra resistencia). Este tipo de aceros de caracterizan por tener una resistencia a la

tensión aproximada de 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. El término “doble fase”, se

refiere a la presencia de dos fases en la microestructura del acero, ferrita y

martensita, además de otras fases dispersas en mucho menor relación como

bainita, perlita y austenita retenida.

Las propiedades finales de los aceros DP dependen de la fracción volumétrica de

sus dos fases constitutivas, Ferrita y Martensita, que a su vez dependen del

contenido de carbono, de la temperatura del tratamiento intercrítico y de la

facilidad de temple. Los aceros de fase dual (aceros dual phase o DP) forman una

familia de aceros de gran uso en la industria, ya que poseen simultáneamente

unas altas características mecánicas junto con una buena conformabilidad y

soldabilidad. Son aceros de bajo contenido en carbono, muy poco aleados, que

requieren un tratamiento intercrítico en el dominio austenita + ferrita, seguido de

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un enfriamiento lo suficientemente rápido como para transformar la austenita en

Martensita.

Transformaciones durante el sostenimiento del rango intercrítico

(Muñoz Amariles, 1997) evidencia en su estudio sobre transformaciones de fase

cómo el trabajo que influye en la formación de un núcleo de fase nueva, para

transformaciones de fase en estado sólido, es menor en los límites de grano y los

límites entre fases que en la matriz. De allí se infiere que los límites proporcionan

la mayor fuerza para la reacción de la transformación de fase. Así pues – advierte

muñoz- el refinamiento de grano del acero tratado a temperaturas intercríticas no

depende exclusivamente de las transformaciones durante el enfriamiento, sino que

también ejerce influencia la temperatura de sostenimiento intercrítico. En este

sentido, los cambios de fase, que se dan tanto en el proceso de calentamiento

como de enfriamiento, y que se rigen en términos de nucleación y crecimiento,

deben disponer de lugares de nucleación suficientes para la formación de un buen

número de granos finos. La transformación de fase durante el proceso intercrítico,

que es pues un proceso de nucleación y crecimiento por difusión, proporciona un

primer refinamiento, produciéndose durante el enfriamiento un refinamiento incluso

mayor, pues se dispone de un mayor número de lugares para la nucleación de

nuevas fases.

En la figura 2 se aprecia la resistencia a la fluencia, para una deformación de

0.01, de aleaciones Fe-Mn-C, esto como función de la temperatura de temple y su

porcentaje de carbono. Allí se observa que a una temperatura de temple dada, a

mayor cantidad de carbono corresponde una mayor resistencia a la fluencia, así

como una mayor fracción volumétrica de Martensita. Por otro lado, al elevar la

temperatura de temple, manteniendo constante el porcentaje de Carbono, se

incrementa la resistencia a la fluencia del material, siendo mayor también la

fracción de Austenita.

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Figura 2. Esfuerzo de fluencia a 1 % de deformación en aleaciones Fe-Mn-C como una función del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro del rango intercrítico. Fuente: (Muñoz Amariles, 1997).

Así, la figura 3 permite corroborar que la resistencia de estos aceros es una

función de la fracción volumétrica de Martensita, independientemente del

contenido de carbono de la fase dura. El refinamiento del grano de un metal

proporciona una mejora de sus propiedades mecánicas, esto debido al hecho de

que se cuenta con un mayor número de límites en oposición efectiva a las

deformaciones, y a que, al mismo tiempo, se incrementan las diferencias de

orientación entre los granos vecinos. Lo anterior tiene como efecto que se

aumente el esfuerzo necesario para producir la deformación del material y se

disponga de un camino más difícil para la propagación de una grieta intergranular

(Muñoz Amariles, 1997).

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Figura 3. Esfuerzo de fluencia y resistencia a la tracción como una función del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe-Mn-C. Fuente: (Muñoz Amariles, 1997).

Se puede observar que los ciclos de tratamiento térmico que comprenden

sostenimiento dentro del rango intercrítico procuran mejoras en las propiedades de

tenacidad y ductilidad, esto debido a que como matriz se tiene una fase dúctil,

Ferrita, la cual facilita la cedencia continua del material y actúa como freno para la

propagación de una posible grieta, además de una fase dura, posiblemente

Martensita, situada como granos pequeños en forma de grupos uniformemente

distribuidos dentro de dicha matriz, que funciona como refuerzo. De este modo la

transmisión de los esfuerzos ocurre sin falla entre las faces porque existe un buen

ajuste de intercara entre ellas.

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7. METODOLOGÍA

Para la elaboración del presente proyecto se procedió en primer lugar a la

adquisición del material a trabajar, Acero AISI SAE 1020, el cual fue sometido a

una prueba de espectrometría con el fin de corroborar la composición química del

material a trabajar. La tabla 1 muestra los resultados de dicha prueba.

Elemento Porcentaje en composición

Fe 98,636

C 0,199

Mn 0,814

P < 0,001

S < 0,001

Si 0,231

Cu 0,049

Ni 0,020

Cr 0,026

V 0,001

Mo 0,009

W < 0,005

Co 0,003

Ti 0,001

Sn 0,005

Al < 0,001

Nb < 0,002

B < 0,0001

Pb 0,006

Mg < 0,000 Tabla 1. Composición química del material a tratar. Fuente: análisis espectrometría.

En seguida, usando la composición señalada, se procedió a calcular los límites de

temperatura A1 y A3, que señalan el rango crítico de trabajo posible. Para ello se

utilizó las siguientes ecuaciones, tomadas del texto ASM Metals Handbook:

𝑨𝟏(C°)= 727 + 13,4 Cr – 1,03 C Cr – 16,72 Mn + 0,91 C Mn + 6,18 Cr Mn – 0,64

𝑀𝑛2 + 3,14 Mo + 1.86 Cr Mo – 0,73 Mn Mo – 13,66 Ni + 0,53 C Ni + 1,11 Cr Ni –

2,28 Mn Ni – 0,24 𝑁𝑖2 6,34 Si – 8,88 Cr Si – 2,34 Mn Si + 11,98 𝑆𝑖2

21

𝑨𝟑(C°)= 912 – 203 √𝐶 + 15,2 Ni + 44,7 Si + 104 V + 31,5 Mo + 13,1 W – 30 Mn –

11 Cr – 20 Cu + 700 P + 400 Al + 120 As + 400 Ti

Aplicando dichas ecuaciones se obtuvo un rango de temperaturas críticas entre

710°C (A1) y 801°c (A3), rango dentro del cual se escogió la temperatura de

780°C como aquella a la cual se realizaría el tratamiento térmico. Una vez se

verificó la procedencia del material se preparó para ser sometido a las pruebas de

tensión para aceros según la norma ASTM E8, mecanizando las piezas y

sometiéndolas al tratamiento térmico propuesto para la temperatura hallada. En la

figura 4 se aprecia la forma de las probetas utilizadas, que debido al tratamiento

térmico aplicado debieron roscarse para su correcto desempeño en la máquina de

tensión de la Universidad.

Figura 4. Probetas mecanizadas según norma ASTM E8 para prueba de tracción. Fuente: autor del proyecto.

En la figura 5 se puede observar la mufla eléctrica con la cual se realizó el

tratamiento térmico de temple y revenido para las probetas. Así mismo, se puede

apreciar el efecto del tratamiento térmico en algunas de las muestras, que, una

vez clasificadas según su tiempo de revenido, se pasaron a la prueba de tensión.

En total se elaboraron 28 probetas, es decir, 4 por cada momento de análisis. Lo

anterior se hizo con base en un diseño experimental factorial, en cual intervienen

dos factores: el primero son las temperaturas de templado y revenido, y el

segundo los tiempos a los cuales se realizan dichos tratamientos. Este último es

un factor de control, por lo que al realizar la operación factorial, 2x2x7, nos arroja

un total de 28 probetas para el estudio, lo cual se cumplió.

22

Figura 5. Mufla eléctrica LEF205P, Universidad Distrital Francisco José de Caldas. Utilizada para realizar el tratamiento térmico. Fuente: autor del proyecto.

Una vez realizado el tratamiento térmico de temple y revenido a temperaturas

intercríticas, se procede a realizar la prueba de tensión, esto según la norma

ASTM E8, cuyos resultados se presentan en el apartado 8.

Figura 6. Prueba de tensión para probetas tratadas térmicamente. Máquina ensayos de tensión SHIMADZU UH-50A. Fuente: autor del proyecto

Para el procedimiento de preparación para el análisis metalográfico se utilizó la

norma ASTM E3-11 que señala las pautas de desbaste y pulido del material, así

como el ataque químico al cual debe ser sometido para revelar su microestructura.

23

En la figura 7 se aprecia el procedimiento para el ataque químico, el cual se

realiza una vez las muestras de cada probeta estas pulidas a brillo espejo. Así

mismo, el ataque químico se hace con una mezcla de 5% de nital y 95% de

alcohol, revelándose así la microestructura del material y permitiendo pasar al

análisis micrográfico. El resultado de este procedimiento se evidencia en el

apartado 10.

Figura 7. Muestras en preparación para análisis micrográfico. Fuente: autor del proyecto.

Por último, se realizó una prueba de estereoscopia con el ánimo de evaluar la falla

en el material a causa del esfuerzo axial. Los resultados de dicha prueba se

aprecian en el apartado 9.

Figura 8. Estereoscopio Zeiss Discovery.V8. Universidad Distrital Francisco José de Caldas. Fuente: autor del proyecto.

24

8. RESULTADOS

A continuación se presentan los resultados obtenidos para la prueba de tensión

aplicada, según el diseño experimental, en las cuatro probetas por cada tiempo de

revenido de interés para el análisis. Se evidencia el porcentaje de elongación y

reducción de área para cada una de las muestras, así como la media obtenida.

Seguidamente se muestra la curva esfuerzo-deformación representativa del grupo

estudiado, discriminando por tiempo de revenido al cual fue sometido el material.

Material base:

Probeta Esfuerzo

Rotura (Mpa) % de

elongación % reducción

de área

1 348,692 11,450 63,999

2 353,461 10,280 65,451

3 346,156 11,010 62,394

4 350,258 10,898 64,107

Promedio 349,642 10,910 63,988

Tabla 2. Resultado de ensayo a la tracción para material base. Fuente: autor del proyecto.

Figura 9. Curva esfuerzo-deformación para material base. Fuente: autor del proyecto.

La tabla 2 expresa los resultados obtenidos para el material en estado base, que,

como se observa, cuenta con un esfuerzo de rotura de aproximadamente 349 Mpa

y un porcentaje de elongación de 10.9%, lo cual está dentro del rango común de

467,9594473 496,5834728

366,474266

0

100

200

300

400

500

600

0,0000 0,0200 0,0400 0,0600 0,0800 0,1000 0,1200 0,1400

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

25

los aceros al carbono. La figura 9 permite observar el comportamiento esfuerzo vs

deformación del material, donde se percibe un comportamiento dentro del rango

establecido, con una zona elástica, un punto de fluencia y un esfuerzo último a la

tensión dentro del rango.

La tabla 3 muestra los valores que para la prueba de tracción se obtuvieron tras el

sometimiento del material a un temple intercrítico en agua, se puede evidenciar,

con respecto al material base, un aumento significativo en el esfuerzo de rotura,

que alcanzó valores aproximados de 592 Mpa, así como una disminución en su

porcentaje de elongación y de reducción de área, que se explica en la medida que

el material se hace más frágil y menos dúctil.

Templado en Agua:

Probeta Esfuerzo

Rotura (Mpa) % de

elongación

% reducción

de área

1 588,527 9,800 50,951

2 590,262 7,900 48,877

3 599,803 9,500 50,450

4 593,002 8,997 49,979

Promedio 592,899 9,049 50,064

Tabla 3. Resultado de ensayo a la tracción para material templado. Fuente: autor del proyecto.

Figura 10. Curva esfuerzo-deformación para material templado. Fuente: autor del proyecto.

702,1560196

599,8034436

0

100

200

300

400

500

600

700

800

0,00000 0,02000 0,04000 0,06000 0,08000 0,10000 0,12000 0,14000

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

26

La figura 10 representa de manera clara el aumento que en la resistencia a la

tracción se da en el material tras el tratamiento de temple intercrítico. Así mismo,

al realizar el revenido con el primer tiempo, esto es a 5 minutos, se observa (tabla

4) una disminución en el esfuerzo de rotura obtenido con respecto al material

templado, pero que es, sin embargo, más elevado que el obtenido para el material

base.

Templado + Revenido (5 minutos):

Probeta Esfuerzo

Rotura (Mpa) % de

elongación

% reducción

de área

1 382,521 17,100 66,937

2 369,076 11,700 71,550

3 376,883 15,560 65,665

4 375,999 14,695 67,988

Promedio 376,120 14,764 68,035

Tabla 4. Resultado de ensayo a la tracción para material templado y revenido a 5 minutos. Fuente: autor del proyecto.

Figura 11. Curva esfuerzo-deformación para material templado y revenido a 5 minutos. Fuente: autor del proyecto.

Vemos, sin embargo, que el porcentaje de elongación es mayor que para las dos

muestras anteriores, figura 11, como también el porcentaje de reducción de área,

que a la vez concuerda con una elongación aproximada de 0.15, valor éste

también por encima del material base y del templado.

441,5039086

590,6957991

376,8830025

0

100

200

300

400

500

600

700

0,000 0,020 0,040 0,060 0,080 0,100 0,120 0,140 0,160

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

27

Valores relativamente similares se presentan para el material templado y revenido

a 15 minutos, que, como se puede apreciar en la tabla 5, arrojó un esfuerzo de

rotura de aproximadamente 356 Mpa, un porcentaje de elongación y de reducción

de área de 13.196% y 71.132% respectivamente. Estos valores muestran una

mejor ductilidad comparada con las muestras anteriores.


Probeta Esfuerzo

Rotura (Mpa) % de

elongación

% reducción

de área

1 338,717 12,600 72,870

2 379,485 14,150 64,960

3 349,855 12,780 75,700

4 355,986 13,255 70,999

Promedio 356,011 13,196 71,132 Tabla 5. Resultado de ensayo a la tracción para material templado y revenido a 15 minutos. Fuente: autor del proyecto.


La tabla 6, que muestra los datos para el material templado y revenido durante 30

minutos, deja ver una estabilización en las propiedades del material, pues si bien

el esfuerzo de rotura disminuye aproximadamente 10 Mpa, con respecto a la

muestra anterior, los factores de porcentaje de elongación y reducción de área son

360,8362003

507,8596041

338,7176352

0

100

200

300

400

500

600

0,0000000 0,0500000 0,1000000 0,1500000 0,2000000

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

28

muy similares, lo que podría indicar cierta estabilización del material a partir de

este punto.


Probeta Esfuerzo

Rotura (Mpa) % de

elongación

% reducción

de área

1 343,488 12,750 73,305

2 343,054 14,200 68,359

3 351,728 12,800 72,488

4 345,959 12,988 71,568

Promedio 346,057 13,185 71,430



Vemos además que la deformación sigue superando los 0.15 mm, y que

permanecerá así para todas las probetas con revenido, lo que confirma la

estabilización señalada, que también se reafirma al analizar los datos arrojados

para el material revenido durante 45 minutos, tabla 7, que con valores de 340

Mpa, 13% de elongación y 71% de reducción de área, tiene condiciones muy

similares al material revenido a 15 y 30 minutos.

367,3416607

526,074893

351,7285559

0

100

200

300

400

500

600

0,000000 0,050000 0,100000 0,150000 0,200000

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

29




Finalmente, esta tendencia sigue para el último grupo de probetas, las cuales

fueron tratadas intercríticamente con temple y revenido durante 60 minutos. La

figura 15 evidencia para este grupo un punto de fluencia promedio cerca a los 392

Mpa, con una deformación de aproximadamente 0.15 mm. Al analizar la tabla de

resultados para este grupo, tabla 8, vemos un esfuerzo de rotura de 340 Mpa, que

si bien concuerda con la tendencia establecida, toma un valor inferior al material

base.

412,0124884

530,845564

343,9220034

0

100

200

300

400

500

600

0,00000 0,02000 0,04000 0,06000 0,08000 0,10000 0,12000 0,14000 0,16000 0,18000

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

Probeta Esfuerzo

Rotura (Mpa) % de

elongación % reducción

de área

1 349,560 12,600 69,749

2 343,922 12,800 72,437

3 328,742 13,100 71,234

4 341,089 13,100 70,989

Promedio 340,828 12,900 71,102

30


Probeta Esfuerzo

Rotura (Mpa) % de

elongación

% reducción

de área

1 342,190 15,700 72,598

2 327,981 12,700 74,999

3 348,556 12,900 75,468

4 341,890 13,525 74,932

Promedio 340,154 13,706 74,499 Tabla 8. Resultado de ensayo a la tracción para material templado y revenido a 60 minutos. Fuente: autor del proyecto.


Al realizar la comparación para los distintos tipos de ensayo, figura 16, se puede

observar que la probeta sometida exclusivamente a temple presenta una mayor

resistencia a la tracción, conservando, no obstante, una deformabilidad

aproximada a la del material base. Para las probetas que fueron sometidas a

tratamiento térmico de revenido se puede apreciar que, si bien con relación a la

templada disminuyen su resistencia, tienen en esta propiedad un mejor

comportamiento que el material base. Ahora bien, en cuanto a la deformación,

vemos que en todas las probetas tratadas con revenido se alcanzan valores

mayores al del material base o al que es exclusivamente templado.

392,93

530,85

342,19

0,00

100,00

200,00

300,00

400,00

500,00

600,00

0,000 0,050 0,100 0,150 0,200

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

31

Figura 16. Diagrama esfuerzo-deformación comparado para distintos tiempos de revenido. Fuente: autor del proyecto.

Empero, el análisis de falla puede ayudarnos a identificar y comprender de mejor

manera el comportamiento que se observa en el diagrama esfuerzo-deformación

obtenido en la prueba de tracción, para ello, se muestra en el siguiente apartado el

resultado de una prueba estereoscópica a algunas de las probetas.

0

100

200

300

400

500

600

700

800

0 0,05 0,1 0,15 0,2

Esfu

erz

o (

Mp

a)

Deformación

Base

temple

5 min

15 min

30 min

45 min

60 min

32

9. ESTEREOSCOPÍA

Con el objeto de complementar los resultados obtenidos mediante la prueba de

tensión se realizó un análisis de falla en algunas de las probetas a través del

procedimiento de estereoscopía, que mediante una observación de relieve permite

caracterizar la superficie de fractura y establecer el cambio que sufrió el material

tras los tratamientos térmicos propuestos.

Figura 17. Estereoscopía, falla por tensión en probeta templada x10 y x20. Fuente: autor del proyecto.

Para dicho análisis se tuvo en cuenta la referencia de los términos Ductilidad y

fragilidad a la presencia de deformación plástica en el momento previo a la rotura

del material. Así mismo, para la caracterización se tuvo en cuenta la finura del

grano, la existencia de poros, y el grado de estricción, pues la presencia de esta

indica el grado de alargamiento tolerado por el material. También se utilizó un

análisis comparado, es decir, se cotejó las fracturas producidas en la prueba de

tensión con los resultados de otros trabajos, esto con el fin de utilizar

caracterizaciones previas que sirvieran como guía para el análisis.

La figura 17 muestra la falla del material templado a temperatura intercrítica, en la

cual se muestra una superficie plana y brillante, que corresponde a una fractura

frágil, pues son reducidas las zonas de propagación de grietas. Este

comportamiento se explica debido a que el material templado de manera

intercrítica presenta la fracción volumétrica de Martensita más alta entre las

33

probetas, lo cual corresponde a la alta dureza y fragilidad de este micro-

constituyente. (Muñoz Cubillos & Coronado Marin, 2013)

Figura 18. Estereoscopia falla por tensión en probeta templada y revenida a 5 minutos. x10 y x20. Fuente: autor del proyecto.

Así mismo, la fractura frágil se caracteriza por la aparición de estrías que parten

del centro de la superficie, estas se propagan de manera paralela a la grieta y se

reconocen por las manchas brillantes en la superficie. Por otro lado, las figuras 18

y 19, que muestran la falla para las probetas templadas y revenidas a 5 y 60

minutos, respectivamente, presentan fracturas dúctiles, en las que la falla ocurre

por la formación de micro-grietas en el interior del material.

Figura 19. Estereoscopia falla por tensión en probeta templada y revenida a 60 minutos. x10 y x12.5. Fuente: autor del proyecto.

34

Debido al aumento de la deformación plástica previo a la fractura, que se explica

de acuerdo a los resultados de la prueba de tensión, en los que se evidencia una

mayor ductilidad de los materiales revenidos, se puede observar una forma copa-

cono, típica de la falla dúctil, donde la fractura inicia en el interior del material y se

propaga hasta la superficie, dándose al final el efecto cizalla, que se ubica hacia la

pared de la copa del material. (Muñoz Cubillos & Coronado Marin, 2013)

35

10. ANÁLISIS METALOGRÁFICO

10.1. Microscopía

Con el objeto de comprender los cambios en las propiedaes mecanicas que se

señalaron en los apartados precedentes es necesario realizar una analisis de la

microestructura del material base, asi como de la variación que en la misma se

produce tras la serie de tratamientos térmicos intercríticos a los que se sometió.

En esta seccion se muestran las micrografias obtenidas con el microscopio Zeiss

Observer. D1m de la Universidad Distrital Francisco José de Caldas.

Figura 20. Material base (izq.) y material templado (der.). Acero AISI SAE 1020 x500. Fuente: Autor del proyecto.

La figura 20 muestra la estructura del material base, que se corresponde con la

típica conformación para aceros al carbono, esto es, estructuras de perlita y ferrita,

a la que corresponde, como se mostrará más abajo, una dureza de

aproximadamente 80 HRB. También se evidencia el cambio que en la

microestructura se da tras el tratamiento térmico de temple intercrítico, el cual

genera la formación de una gran cantidad de Martensita, que se distingue por su

clásica forma de agujas. Es importante anotar que para el material que fue

exclusivamente templado los valores de microdureza de la zona oscura

alcanzaron los 900 Hv, valor este que se contrapone con los datos del material

base, que en promedio registro valores de 200 Hv, notándose un cambio en las

propiedades de dichos micro-constituyentes, especialmente debido a la aparición

de Martensita, lo cual se corresponde con el resultado obtenido para las pruebas

de tensión, pues se ve que fue este grupo de probetas el que obtuvo un mayor

36

valor para el esfuerzo último a la tensión. La figura 21 muestra las micrografías

obtenidas el material tratado con temple más revenido, con tiempos de 5 y 15

minutos, donde se puede apreciar la persistencia de Martensita. Como se

analizará en la sección de microscopía electrónica de barrido, la presencia de

Martensita revenida se hace visible.

Figura 21. Material templado + revenido a 5 minutos (izq.) y a 15 minutos (der.). Acero AISI SAE 1020 x500. Fuente: Autor del proyecto.

Los cambios sufridos tras un revenido de 30 y 45 minutos se detallan en la figura

22, en la cual se nota una estabilización de los cambios en micro-constituyentes,

que además concuerdan con la regularidad que a partir de aquí se presenta en los

resultados de tracción, que mostraron un comportamiento similar en cuanto a

esfuerzo-deformación.

Figura 22. Material templado + revenido a 30 minutos (izq.) y a 45 minutos (der.). Acero AISI SAE 1020 x500. Fuente: Autor del proyecto.

37

Podemos observar una estabilización en la presencia de Martensita al aumentar la

temperatura de revenido, pues vemos cómo la muestra sometida a este proceso,

con tiempo de estabilidad de 5 minutos, presenta aproximadamente porcentajes

similares a aquella que fue sometida una hora al proceso, figura 23.

Figura 23. Material templado + revenido (60 minutos) x500 (izq.) y templado x1000 (der.) Acero AISI SAE 1020. Fuente: Autor del proyecto.

En este sentido en la tabla 9 se muestran los resultados de una prueba de dureza

para las probetas sometidas a revenido, donde se compara, a su vez, con la

microdureza obtenida para las zonas oscura y clara en cada probeta. Vemos que

existe una correlación, pues a medida que aumenta el tiempo de revenido

disminuye la dureza obtenida en el material, así como la microdureza en la zona

oscura, no obstante, se ve un aumento relativo en la zona clara para los valores

de microdureza, y es esto lo que explica los cambios en la propiedad mecánica de

resistencia a la tracción que se dieron en el material.

Tiempo revenido

Dureza HRB Microdureza zona oscura

(HV) Microdureza zona

clara (HV)

5 85,48 575 214

15 83,82 470 237

30 82,54 364 255

45 79,06 350 263

60 77,86 338 270

Tabla 9. Prueba de dureza (HRB) y Microdureza (HV) para zonas oscuras y claras en material sometido a proceso de revenido. Fuente: Autor del proyecto.

38

Estos resultados se explican en la medida que al aumentar el tiempo de revenido

se da una difusión de carbono de la zona oscura hacia la clara, lo cual viene

relacionado con la formación de Martensita revenida y el impacto de esto en las

propiedades mecánicas del material. La figura 24 muestra un perfil de

microdurezas hecho al material revenido a 45 minutos, donde se evidencian las

muestras para zona oscura y clara, que arrojan datos de microdureza de 350 y

263 Vickers, respectivamente. Vemos cómo el tamaño de la marca es más grande

en la zona clara, lo cual está relacionado con su menor dureza.

Figura 24. Microdureza zona oscura y zona clara. Material templado y revenido a 45 minutos. Fuente: autor del proyecto.

Con el fin de poder verificar y precisar de mejor manera los cambios señalados en

los micro-constituyentes del material se acudió a micrografías tomadas en un

microscopio electrónico de barrido (SEM), donde se percibe más claramente la

formación típica de agujas de martensita. El apartado siguiente da cuenta de esto.

39

10.2. Microscopía electrónica de Barrido SEM

Figura 25. Micrografía para Templado y revenido a 5 minutos. 5um. Fuente: SEM Física UNAL.

Mediante la microscopía electrónica de barrido podemos observar con más detalle

los micro-constituyentes involucrados en los cambios de fases del material, los

cuales tienen implicaciones directas en sus propiedades mecánicas. La figura 25

muestra una micrografía para el material templado y revenido a cinco minutos, con

un aumento de 5um, donde se nota la presencia de Martensita revenida, que se

distingue por su forma de ajugas más redondeadas que las producidas en el

proceso de temple, figura 23.

Figura 26. Micrografía SE, BSE para Templado y revenido a 5 minutos. 5um. Fuente: SEM Física UNAL.

40

Es precisamente este micro-constituyente (la Martensita revenida) el que permite

que el material logre soportar grandes esfuerzos con poca deformación plástica.

Se puede observar también que la presencia de esta fase es constante, lo que se

relaciona con que sea esta probeta la que mejores resultados tuvo en cuanto a la

relación esfuerzo-deformación.


La figura 28 muestra una ligera reorganización del grano, pero constata la

presencia de Martensita revenida, que para esta probeta sigue representando un

porcentaje elevado.

Figura 28. Micrografía para Templado y revenido a 15 minutos. 5um y 2um. Fuente: SEM Física UNAL.

En la figura 29 se registra una micrografía panorámica para el material templado y

revenido a 45 minutos, como también un acercamiento a 5um, donde se aprecia la

41

distribución de micro-constituyentes. Se comprueba la relación que para este

material se da entre su esfuerzo último a la tensión, que fue de 340 Mpa, con la

microdureza presentada en la zona oscura, de 350 Vickers.

Figura 29. Micrografía para Templado y revenido a 45 minutos. 50um y 5um. Fuente: SEM Física UNAL.


Se observa así cómo a medida que aumenta el tiempo de revenido se va dando

un cambio en los micro-constituyentes, que como lo muestra la tabla 9, se da en

medio de un proceso de paso de carbono de la zona oscura hacia la clara. Las

micrografías tomadas mediante SEM permiten evidenciar dicho proceso, pues, por

ejemplo, las figuras 28 y 30 reflejan la formación de carburos y el referido proceso

de difusión.

42

11. CONCLUSIONES

La influencia que ejerce la variación del tiempo de revenido en la propiedad de

resistencia a la tracción del acero se da sólo para un breve periodo del

tratamiento, esto es, para el tiempo de revenido de 5 minutos, pues a partir de

este tiempo las propiedades de resistencia a la tracción y deformabilidad en el

material tienden a estabilizarse.

Se evidencia que a medida que aumenta el tiempo de revenido las propiedades de

resistencia a la tracción del material tienden a disminuir, aunque sin llegar a caer

hasta los valores originales, por lo que el material que demostró un mejor

comportamiento fue el que se trató con un tiempo de 5 minutos, alcanzando

grados de deformación iguales a los de los demás tiempos, pero superándolos en

cuanto a resistencia.

Se observa la mejora del material con respecto al estado base, pues su relación

resistencia-deformación mejora en el material tratado, esto al comparar el proceso

con, por ejemplo, tratamientos exclusivamente de temple intercrítico, en los que el

material, pese a obtener una mejora significativa en su resistencia a la tracción

queda con una baja deformabilidad.

Gracias al análisis metalográfico se observa la importancia e influencia del micro-

constituyente Martensita en la propiedad mecánica de resistencia a la tracción, así

como de la difusión de carbono que se da de las zonas oscuras, donde se

encuentra la Martensita, hacia las zonas claras, mediando este cambio en la

variación que la relación resistencia-deformabilidad tiene en el material.

.

43

REFERENCIAS

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DETERMINACIÓN DE LA INFLUENCIA DE TIEMPOS DE REVENIDO EN LA RESISTENCIA A LA...

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