EFECTO DE DIFERENTES PORCENTAJES DE DEFORMACION...
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1 EFECTO DE DIFERENTES PORCENTAJES DE DEFORMACION SOBRE UN ACERO CON CONTENIDO DE CARBONO MENOR AL 0,2% Y MANGANESO MAYOR AL 1,0% MIGUEL ANGEL GONZALEZ DUARTE ALFREDO JHOAN SEBASTIAN COPETE DAZA UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS FACULTAD TECNÓLOGICA PROYECTO CURRICULAR DE INGENIERÍA MECÁNICA BOGOTÁ D.C. 2018
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EFECTO DE DIFERENTES PORCENTAJES DE DEFORMACION SOBRE UN ACERO
CON CONTENIDO DE CARBONO MENOR AL 0,2% Y MANGANESO MAYOR AL 1,0%
MIGUEL ANGEL GONZALEZ DUARTE
ALFREDO JHOAN SEBASTIAN COPETE DAZA
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNÓLOGICA
PROYECTO CURRICULAR DE INGENIERÍA MECÁNICA
BOGOTÁ D.C.
2018
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EFECTO DE DIFERENTES PORCENTAJES DE DEFORMACION SOBRE UN ACERO
CON CONTENIDO DE CARBONO MENOR AL 0,2% Y MANGANESO MAYOR AL 1,0%
MIGUEL ANGEL GONZALEZ DUARTE
ALFREDO JHOAN SEBASTIAN COPETE DAZA
PROYECTO DE GRADO PARA OPTAR AL TITULO DE INGENIERO MECÁNICO
Director
CARLOS ARTURO BOHORQUEZ
PhD(c) en INGENIERIA CIENCIA Y TECNOLOGIA DE MATERIALES UNIVERSIDAD
NACIONAL
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNÓLOGICA
PROYECTO CURRICULAR DE INGENIERÍA MECÁNICA
BOGOTÁ D.C.
2018
3
Nota de aceptación
__________________________
__________________________
__________________________
__________________________
__________________________
Firma Director Proyecto
Curricular Ingeniería Mecánica
__________________________
Ing. Carlos Bohórquez
Firma Tutor
Proyecto
__________________________
Firma Jurado 1
__________________________
Firma Jurado 2
4
TABLA DE CONTENIDO
RESUMEN ......................................................................................................................................... 8
INTRODUCCIÓN ............................................................................................................................ 10
PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA ....................................................................................... 12
JUSTIFICACIÓN ............................................................................................................................ 13
OBJETIVOS .................................................................................................................................... 14
OBJETIVO GENERAL ...................................................................................................................... 14
OBJETIVOS ESPECIFICOS ............................................................................................................... 14
ANTECEDENTES Y ESTADO DEL ARTE ................................................................................ 15
Next-Generation High-Strength Sheet Steel Utilizing Transformation-Induced
Plasticity (TRIP) Effect ............................................................................................................ 15
Microstructures and properties of TRansformation Induced Plasticity steels 16
Características del efecto de plasticidad inducida por la transformación ....... 17
Advanced high strength steels for automotive industry ....................................... 17
Caracterización de la transformación inducida por deformación plástica en
aceros 0,23% C-1,11% Mn-0,23% Ni-0,68% Cr .................................................................. 18
Realizar un análisis microestructural del acero aisi/sae 1045 sometido a
transformación inducida por plasticidad (TRIP) .............................................................. 18
MARCO TEÓRICO ........................................................................................................................ 20
ACEROS DE ALEACIÓN ......................................................................................................... 20
EFECTO DE LOS ELEMENTOS QUIMICOS EN EL ACERO ........................................... 22
ACEROS AVANZADOS DE ALTA RESISTENCIA (AHSS) .............................................. 23
Descripción general de los AHSS ............................................................................ 23
Obtención De Estructuras Complejas .................................................................... 24
Obtención de una microestructura TRIP ............................................................... 25
Propiedades De Un Acero (TRIP) ......................................................................................... 26
Metalurgia De Los Aceros TRIP ............................................................................................ 28
Predicción Del Desarrollo Microestructural Durante Los Procesos De Fabricación
Del Acero Durante La Deformación Plástica..................................................................... 28
Transformación ferrítica durante el enfriamiento ............................................................ 29
Transformación bainítica con precipitación de cementita ............................................ 29
Transformación martensítica ................................................................................................ 30
METODOLOGIA ............................................................................................................................. 32
5
EQUIPOS REQUERIDOS PARA LA INVESTIGACION ......................................................... 33
MAQUINA UNIVERSAL DE ENSAYOS SHIMADZU UH-A.C ................................... 33
SISTEMA DE ESMERILADO Y PULIDO METKON FORCIPOL 2V ......................... 33
MUFLA ELÉCTRICA LABTECH LEF 205P .................................................................. 34
MUFLA DIGITAL CON TEMPORIZADOR ACEQUILAB MF-2003 .......................... 34
MICROSCOPIO AXIO OBSERVER D1M ...................................................................... 35
ESTEREO MICROSCOPIO DISCOVERY V8 ............................................................... 35
MICRODURÓMETRO SHIMADZU HMV-2 .................................................................... 36
MICROSCOPIO ELECTRÓNICO DE BARRIDO JEOL JSM-6490LV ..................... 36
ESPECTRÓMETRO DE EMISIÓN ÓPTICA POR CHISPA (OES) ............................ 37
PROCEDIMIENTO ......................................................................................................................... 38
Composición química y caracterización metalográfica ................................................. 38
Preparación De Muestras Y Pruebas Mecánicas ............................................................. 39
Temperatura, Tiempos Y Tratamiento Térmico ................................................................ 40
Temperatura Ac1 y Ac3 .......................................................................................................... 40
Tiempo de etapa intercrítica t1 ............................................................................................. 41
Temperatura isotérmica T2 .................................................................................................... 41
Tiempo de etapa isotérmica t2 .............................................................................................. 41
Preparación metalográfica ..................................................................................................... 42
RESULTADOS Y ANÁLISIS ........................................................................................................ 43
Resultados pruebas metalográficas y porcentaje de fases .......................................... 43
Resultados Pruebas SEM ....................................................................................................... 48
Informes Análisis EDS ............................................................................................................ 50
Resultados de microdureza ................................................................................................... 52
CONCLUSIONES ........................................................................................................................... 55
REFERENCIAS .............................................................................................................................. 56
6
LISTA DE FIGURAS
Figura 1. Ductilidad y resistencia de varias clases de aceros……………….……………...10
Figura 2. Ciclos térmicos que se usan para producir aceros bifásicos o tipo TRIP…………24
Figura 3. Microestructura de un acero Si-Mn después de ser calentado por 5 minutos a
780°C, por 30 segundos a 410°C y enfriado en agua……………………..............................25
Figura 4. Formación de la microestructura TRIP durante el ciclo térmico……..…………….26
Figura 5. a) Valores típicos de resistencia y ductilidad de diversos tipos de aceros utilizados
en la industria automotriz. b) Curva comparativa de esfuerzo-deformación de aceros TRIP
y Dual Phase………………………………………………………………………………………27
Figura 6. Ilustración esquemática del comportamiento de transformación de fase durante
una línea de proceso de recocido continúo………………………………………………….….29
Figura 7. Ilustración de la transformación de bainita superior y bainita inferior……..………30
Figura 8. Maquina Universal De Ensayos UH-A.C………………………………….….……..33
Figura 9. Pulidora metalográfica…………………………………………………………..….…33
Figura 10. Mufla Labtech LEF 205P…………………………………………………..………...34
Figura 11. Mufla Digital Acequilab………………………………………………………..……..34
Figura 12. Microscopio Axio Observer…………………………………………….…………...35
Figura 13. Estereo Microscopio……………………………………………………..………..…35
Figura 14. Micro Durómetro Shimadzu HMV-2…………………………………….………....36
Figura 15. Microscopio Electrónico de Barrido SEM………………...……………………….36
Figura 16. Espectrómetro de emisión óptica por chispa………………………………………37
Figura 17. Metalografía material base…………………………………………………..……...39
Figura 18. Curva esfuerzo-deformación. (A) Prueba realizada en una de las muestras con
una carga de 25 toneladas. (B) Prueba realizada en una de las muestras con una carga de
40 toneladas………………………………………………………………………..…………...…39
Figura 19: Parámetros de proceso en un tratamiento térmico TRIP……………….…….....40
Figura 20. Probetas después de haber sido sometidas a las pruebas termomecánicas de
deformación a compresión y tratamiento térmico………………………………………………42 Figura 21. Micrografías material tratado térmicamente sin deformar……………….………43
Figura 22. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra…………………….….43
Figura 23. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 25 toneladas…….…44
7
Figura 24. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra……………………...…44
Figura 25. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 30 toneladas…….....45
Figura 26. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra…………………..….…45
Figura 27. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 35 toneladas........….46
Figura 28. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra………………….…..…46
Figura 29. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 40 toneladas……..…47
Figura 30. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra………………………...47
Figura 31. Micrografías por barrido electrónico material sin deformar tratado
térmicamente…………………………………………………………………………………….. 48
Figura 32. Micrografías por barrido electrónico material deformado a 30 toneladas y tratado
térmicamente. …………………………………………………………………………………….48
Figura 33. Micrografías por barrido electrónico material deformado a 35 toneladas y tratado
térmicamente………………………………………………………………………………………49
Figura 34. Micrografías por barrido electrónico material deformado a 40 toneladas y tratado
térmicamente………………………………………………………………………………………49
Figura 35. Informe EDS para la muestra deformada a 40 toneladas. Prueba realizada sobre
fase clara…………………………………………………………………………………………..50
Figura 36. Informe EDS para la muestra deformada a 40 toneladas. Prueba realizada sobre
fase oscura………………………………………………………………………………………...51
LISTA DE TABLAS
Tabla 1. Composición química acero seleccionado………………………………………..….38
Tabla 2. Resultados microdureza para las muestras analizadas………………………...…52
8
RESUMEN
En los últimos años los aceros TRIP han recibido gran atención por parte de la industria
automotriz debido a su intención por mejorar los procesos de fabricación, seguridad y
ligereza de los vehículos. La razón es por la alta maleabilidad que estos aceros presentan,
la transformación inducida por plasticidad o el efecto TRIP puede aumentar la ductilidad de
un material durante procesos de deformación y retrasar el estrechamiento y agrietamiento
de éste porque bajo cargas mecánicas la transformación de austenita a martensita es
probable que tenga lugar. Los aceros TRIP tienen como una de sus características
principales poseer un valor elevado en el índice de endurecimiento por deformación.
En este trabajo, para un acero con contenido de 0,184% en carbono y 1,141% en
manganeso se pretende determinar la influencia de la transformación inducida por
plasticidad en sus propiedades a nivel microestructural antes y después de ser sometido a
diferentes porcentajes de deformación. Para esto inicialmente se deformaron muestras del
material a compresión con cargas comprendidas entre 25 y 40 toneladas. Posteriormente
se realizó un tratamiento térmico de dos etapas, en la primera el material fue calentado por
un tiempo de 8 minutos a 750oC, temperatura la cual esta 22o por encima de la temperatura
intercrítica Ac1 y corresponde al punto de transformación de ferrita-perlita a ferrita-
austenita. La segunda etapa consistió en mantener el material durante 3 minutos a
temperatura de inicio de transformación bainítica a 561oC, para que parte de la austenita
se transformase en martensita. Finalmente el enfriamiento se realizó a temperatura
ambiente.
Para esta investigación luego de la obtención del material se realizaron los tratamientos
termomecánicos, y la caracterización a nivel microestructural utilizando técnicas de ensayos
no destructivos, microscopia óptica, microscopia electrónica de barrido y análisis EDS, los
resultados obtenidos son una pequeña contribución a las investigaciones que se realizan
en centros académicos y de investigación de materiales con el fin de ampliar el
conocimiento y la divulgación del mismo.
Palabras Clave: Aceros TRIP, ductilidad, austenita, martensita, endurecimiento por
deformación.
9
ABSTRACT
In recent years, TRIP steels have received great attention from the automotive industry due
to their intention to improve manufacturing processes, safety and lightness of vehicles. The
reason is for the high malleability that these steels present, the transformation induced by
plasticity or the TRIP effect can increase the ductility of a material during deformation
processes and delay the narrowing and cracking of it because under mechanical loads the
transformation of austenite to martensite is likely to take place. TRIP steels have as one of
their main characteristics have a high value in the index of hardening by deformation.
In this work, for a steel with a content of 0.184% in carbon and 1.141% in manganese, it is
intended to determine the influence of the transformation induced by plasticity in its
properties at the microstructural level before and after being submitted to different
percentages of deformation. For this, samples of the compression material were initially
deformed with loads between 25 and 40 tons. Subsequently a two-stage heat treatment was
carried out, in the first the material was heated for a time of 8 minutes at 750ºC, which
temperature is 22º above the intercritical temperature Ac1 and corresponds to the
transformation point of ferrite-pearlite to ferrite -Astenite. The second stage was to keep the
material for 3 minutes at the start temperature of bainitic transformation at 561ºC, so that
part of the austenite was transformed into martensite. Finally the cooling was carried out at
room temperature.
For this research, after obtaining the material, the thermomechanical treatments were
carried out, and the characterization at the microstructural level using non-destructive testing
techniques, optical microscopy, electronic scanning microscopy and EDS analysis. The
results obtained are a small contribution to the research carried out in academic and
research centers of materials in order to expand knowledge and dissemination of it.
Keywords: TRIP steels, ductility, austenite, martensite, hardening by deformation.
10
INTRODUCCIÓN
El estudio de los aceros en los últimos años ha permitido importantes avances en el campo
de los materiales. La búsqueda de nuevas aleaciones que combinen buenas propiedades
y que superen la resistencia mecánica de la mayoría de aceros convencionales ha
impulsado el desarrollo de investigaciones que propongan alternativas que se encuentren
dentro de su propia estructura interna.
En la industria, el acero es uno de los materiales más usados, ya que tiene la capacidad de
adaptarse a los requisitos a los que será sometido, debido a las múltiples formas en que su
estructura puede verse influenciada por diferentes etapas de procesamiento y elementos
de aleación. Los aceros son el grupo más importante dentro de las aleaciones metálicas,
ya que poseen una alta gama de microestructuras y propiedades mecánicas, lo que hace
seguro su uso continuo en un futuro previsible.
La industria siderúrgica durante mucho tiempo ha venido persiguiendo el desarrollo de
aceros de ultra alta resistencia con alta ductilidad y dureza, como resultado, especialmente
para los usados en chapa para automóviles, se han introducido varios aceros avanzados,
como los doble fase (DP) y los aceros de baja aleación TRIP (plasticidad inducida por
transformación). La figura 1 muestra una visión general de la resistencia a la tracción
máxima y el alargamiento total de una amplia gama de aceros de uso común. Se ve
claramente que, en comparación con otros aceros, los aceros tipo TRIP tienen una
combinación superior de alta resistencia a la tracción final y un gran alargamiento total.1
Figura 1: Ductilidad y resistencia de varias clases de aceros.2
1 Homogeneous and Carbon graded high manganese steels. Morteza Ghasri Khouzani. Universidad McMaster, Ontario, Canadá. Marzo 2015. 2 Homogeneous and Carbon graded high manganese steels. Morteza Ghasri Khouzani. Universidad McMaster, Ontario, Canadá. Marzo 2015.
11
Estos aceros TRIP son de gran interés para la industria automotriz debido a la alta
resistencia mecánica y buena ductilidad que presentan, sumado esto a la demanda mundial
por reducir las emisiones de gases de efecto invernadero, mejor rendimiento de combustible
y seguridad en los vehículos, el acero además de presentar capacidad para absorber un
impacto y disipar las consecuencias de un choque, debe ser ligero para disminuir el peso
de los vehículos. Este balance apropiado entre resistencia mecánica y ductilidad, proviene
de la transformación inducida por deformación de la austenita retenida metaestable a
martensita durante la deformación plástica3.
La martensita se puede producir durante el temple en los aceros, la formación de ésta se
inicia a una temperatura definida, a la que se denomina temperatura de inicio de formación
de martensita Ms, que es función de la composición química (sobre todo del contenido de
carbono). Cuando más alto es el contenido de carbono en la austenita, más baja es la
temperatura a la que la transformación se inicia. En el temple el acero se lleva a una
temperatura en que esté totalmente en estado austenítico. En ese estado tiene una
estructura cristalina cubica centrada en las caras que admite un alto contenido de carbono
en solución en los intersticios que hay entre los átomos de hierro. Al enfriar bruscamente,
hay un cambio en la estructura cristalina, que pasa a ser tetragonal. El cambio de estructura
es rápido y no da tiempo a que los átomos de carbono se muden a nuevas posiciones dentro
de la nueva estructura. Esto lleva a que se genere una estructura cristalina distorsionada,
dura y frágil, denominada martensita4. Sin embargo, la transformación a martensita también
puede suceder cuando el material está sometido a esfuerzos por deformación. Al suceder
la transformación martensítica por deformación en un material se impide que haya estricción
al ser sometido a esfuerzos por tensión, por lo que éste podrá continuar alargándose sin
sufrir fractura.
En los aceros al carbono con efecto TRIP se procura tener en el material que se presenta
para el conformado una estructura con ferrita, bainita y austenita retenida. Esta
microestructura se obtiene con aceros de 0,15%-0,20% C, 1,2%-1,5% Mn y 1,0%-1,5% Si.
Se necesita silicio para inhibir la indeseable precipitación de carburo de hierro Fe3C. Al no
formarse Fe3C, la austenita retenida se enriquece en carbono durante su transformación
isotérmica a bainita. El manganeso se adiciona para suprimir la descomposición de la
austenita a alta temperatura. También inhibe la formación de perlita y estabiliza la austenita
retenida necesaria para el efecto TRIP en el conformado5.
Esta investigación se expone en cuatro partes, en la primera, se revisan en general
investigaciones previas y antecedentes relacionados al tema de la plasticidad inducida por
transformación. En la segunda se documentan todos los conceptos necesarios para adoptar
una perspectiva teórica para poder explicar los fenómenos que ocurran; en la tercera se
muestra la metodología usada en los procedimientos experimentales y por último, en la
cuarta parte se presentan los resultados, análisis y conclusiones derivadas del proceso
experimental.
3 A. Guzmán, A. Monsalve, F. de Barbieri. Obtención de un acero con comportamiento TRIP a partir de un acero de electrodo ER 70S-6. Universidad de Santiago de Chile. Revista remetallica. Mayo 2013 4 Jorge Madias, Aceros planos avanzados de alta resistencia. Empresa metallon, Argentina 2014 5 Jorge Madias, Aceros planos avanzados de alta resistencia. Empresa metallon, Argentina 2014
12
PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA
El acero hoy en día, se presenta como uno de los materiales de fabricación y construcción
más versátil, adaptable y ampliamente usado en la industria, sus aplicaciones se
encuentran en múltiples campos debido a que sus propiedades pueden ser modificadas
con respecto a necesidades específicas mediante tratamientos térmicos, deformaciones
mecánicas o por la formación de aleaciones. Adicionalmente, recientes investigaciones en
el área de materiales han mostrado interés por aceros con estructuras multifásicas
compuestas por una matriz ferrítica que brinde ductilidad a la aleación en la que se
encuentren también subfases con contenidos de bainita y martensita encargadas de
proporcionar dureza, y austenita no transformada o austenita retenida, que con el aumento
gradual de la transformación inducida por plasticidad convierta esta austenita retenida en
martensita mecánica lo cual aumenta la resistencia del material. Este tipo de materiales se
conocen como aceros con comportamiento TRIP, contienen desde 0,1 a 0,4 % en masa de
carbono y desde 1,5 a 2,5 % en masa de manganeso y combinan propiedades de alta
resistencia, buena formabilidad y buena absorción de energía.
En este contexto se hace necesario investigar aleaciones y tratamientos por deformación,
por temperatura, entre otros que permitan mejorar las propiedades mecánicas del acero y
así avanzar en la era de los aceros avanzados de alta resistencia (AHSS) partiendo de la
siguiente pregunta, ¿qué sucede con las propiedades microestructurales y en la
microdureza de un acero con menos de 0.2% C y Mn mayor al 1.0% luego de ser sometido
a una serie de procesos termomecánicos en ambientes controlados?
Llevar una aleación por encima de la temperatura crítica para luego de ser enfriada
bruscamente, esto se conoce como temple, uno de los tratamientos térmicos más
empleados en la industria de los aceros que se efectúa con objeto de brindar mayor dureza
a la pieza, la cual obtiene también una micro estructura de base ferrítica con una subfase
compuesta de martensita. La posibilidad de realizar un tratamiento térmico de temple con
la particularidad de la adición de un calentamiento isotérmico bainítico parcial posterior al
primer enfriamiento realizado por encima de la temperatura Ms (temperatura de inicio
transformación de martensita), el cual se mantiene durante un lapso de tiempo seguido de
un enfriamiento controlado hasta temperatura ambiente, da como resultado un acero con
propiedades mecánicas superiores a las logradas por un temple que se caracteriza por una
micro estructura compuesta de distintas fases donde la ferrita y bainita son las que forman
las matriz, la fase martensítica será la encargada de darle al material una alta resistencia,
la bainítica tenacidad combinada con resistencia y ductilidad. El estudio microestructural y
mecánico es fundamental para predecir el comportamiento de estos aceros a procesos
industriales como por ejemplo el conformado en caliente; de esta manera se pretende
continuar con el desarrollo e investigación en el campo de los nuevos materiales, mostrando
el resultado de realizar deformaciones inducidas por plasticidad en un acero con contenido
de carbón menor al 0.2% y manganeso mayor al 1.0%.
13
JUSTIFICACIÓN
A pesar de los enormes progresos que se han hecho en la disciplina de materiales, la
ciencia y la ingeniería en los últimos años, sigue habiendo un enorme camino por recorrer
todo con el fin de proporcionar soluciones más eficaces que se acoplen a la dinámica con
la que se comporta el mundo. El desarrollo de programas más sofisticados y especializados,
junto con nuevas técnicas de conformado se han unido en las últimas décadas para
desarrollar lo que es conocido como ASHH (advance hight streght Steel-aceros avanzados
de alta resistencia) que a diferencia de sus pares los HSS (hight streght Steel- aceros de
alta resistencia) o los aceros convencionales (acero dulce no aleado y con un bajo contenido
en carbono), proporcionan limites elásticos y tensiones de ruptura mucho mayores.
Además, existe una necesidad reconocida de encontrar nuevas y económicas fuentes de
energía y utilizar los recursos actuales de manera más eficiente. Sin duda los ASHH jugarán
un papel importante en el desarrollo tecnológico para el futuro.
Asimismo, la calidad ambiental depende de nuestra capacidad para controlar la
contaminación que generemos. La industria automovilística se enfrenta a la presión debido
a la creciente cantidad de quejas en relación al cambio climático. Con el fin de limitar el
consumo de energía y la contaminación del aire, el peso de la carrocería tiene que ser
reducido y al mismo tiempo, se deben garantizar altos niveles de seguridad. Como los
materiales de ingeniería constituyen la base de la tecnología, es necesario comprender su
obtención, cómo se comportan, como lo hacen y por qué difieren en propiedades, todo esto
para suplir los retos que conllevan una sociedad dinámica como la nuestra.
En esta situación, la elección del material se convierte en una decisión clave en el diseño
del automóvil. Como respuesta a los requerimientos del sector automotriz, la industria
siderúrgica ha desarrollado aceros de alta resistencia y aceros avanzados de alta
resistencia. Estos modernos grados de acero ofrecen un excelente equilibrio de bajo coste,
ligereza y propiedades mecánicas.
Por lo tanto, la búsqueda de aleaciones compuestas por bajos contenidos de carbono y
altos de silicio o manganeso, que exhiban combinaciones impresionantes de resistencia a
la tracción y alargamiento mayores que los aceros actuales usados en la fabricación de
automóviles es necesario. Esta área de los materiales lleva poco tiempo de desarrollo
aunque ya se han presentado avances significativos, queda mucho por descubrir. Es por
esto, que se realiza esta investigación sobre aceros tipo TRIP.
14
OBJETIVOS
OBJETIVO GENERAL Determinar la influencia de la transformación inducida por plasticidad a nivel
microestructural en una aleación con un contenido en carbono menor al 0.2 % y
manganeso mayor al 1.0%.
OBJETIVOS ESPECIFICOS Obtener el material y establecer su composición química.
Realizar deformaciones a compresión en frio en el material a diferentes cargas para
luego ser sometido a un tratamiento térmico.
Fijar la secuencia de tiempos y temperaturas en función de la composición química
del material usado para efectuar el proceso de transformación por plasticidad.
Caracterizar a nivel microestructural los cambios inducidos por la deformación
plástica en la aleación obtenida.
15
ANTECEDENTES Y ESTADO DEL ARTE
Para afianzar la formulación de esta investigación, es necesario ejecutar una búsqueda y
revisión detallada sobre trabajos previos que se han desarrollado en el tema de estudio
para mostrar los avances más importantes que se han logrado en los últimos años.
Se recurre a bases de datos disponibles en la web para la búsqueda de artículos en los que
se estudien fenómenos de plasticidad inducida por deformación y desarrollo de aceros
avanzados de alta resistencia. Con esta búsqueda se pretende recopilar información
precisa respecto al tema y de esta manera generar una guía en la cual se evidencien
desarrollos y una visión amplia de su campo de acción.
En los buscadores de las diferentes bases de datos consultadas se encuentran artículos
sobre desarrollo de aceros en general. En estas bases es almacenada la información de
investigaciones realizadas varios años atrás, con lo que se evidencia una constante
evolución respecto a este tema, se detalla a continuación algunas investigaciones que
desde el año 1995 hasta el 2015 han sido relevantes para la concepción de este proyecto.
Next-Generation High-Strength Sheet Steel Utilizing Transformation-
Induced Plasticity (TRIP) Effect Yasuharu Sakuma, Atsushi Itami, Osamu Kawano. Nippon Steel Technical Report.
1995
(Siguiente generación de láminas de acero de alta resistencia utilizando el efecto de
plasticidad inducida por transformación)
En este informe se describe la metodología para aumentar la elongación en hojas de acero
de alta resistencia para la industria automotriz, se explican los principios de fabricación y
los efectos de la plasticidad inducida por transformación en la próxima generación de
aceros.
Para esta investigación se produjeron hojas de acero laminadas en caliente y en frío con
resistencias a la tracción de 590 a 980 N/mm2 a partir del acero TRIP de alta resistencia de
próxima generación y se demostró que tenían una mejor combinación de resistencia y
alargamiento en comparación a los aceros convencionales de alta resistencia, también se
explica como el efecto TRIP aumenta la resistencia a la fractura, mejorando así la capacidad
de estiramiento del acero.
Se explica que la fabricación del acero TRIP básicamente comienza cuando una tira de
acero laminada en frio pasa por una línea de procesamiento y recocido continuo, el carbono
y el manganeso se concentran en la austenita mediante el recocido intercrítico de la
ferrita/austenita, junto con un crecimiento de la ferrita durante el posterior enfriamiento lento.
Cuando la ferrita ha crecido completamente, la tira se enfría a una temperatura cercana a
los 450°C y a una velocidad tan alta que no se forma perlita, entonces se produce la
transformación de bainita. El carbono se concentra más en la austenita no transformada y
como resultado la temperatura de inicio de transformación de martensita de la austenita no
transformada cae por debajo de la temperatura ambiente, y ahí es obtenida la
microestructura en la que la austenita retenida y la bainita están presentes juntas. Como
resultado las láminas producidas tienen una resistencia a la fatiga mayor que la del acero
16
bifásico, que se afirma que tiene la mayor resistencia a la fatiga para la misma resistencia
a la tracción.
Microstructures and properties of TRansformation Induced Plasticity
steels A. Dimatteo, G. Lovicu, M. Desanctis, R. Valentini, A. Solina. Departamento de
ingeniería química, química industrial y ciencia de materiales. Universidad de Pisa,
Italia. Paper presentado en la segunda conferencia internacional “HEAT TREATMENT
AND SURFACE ENGINEERING IN AUTOMOTIVE APPLICATIONS”, Riva del Garda
2005
(Microestructuras y propiedades de la Transformación inducida por plasticidad en aceros)
Para este artículo los autores prueban tres tipos de aceros TRIP: 590, 690 y 780 con el fin
de medir las propiedades mecánicas mediante pruebas de tracción uniaxial y relacionarlas
con las microestructuras de los aceros. Las pruebas de tracción se llevan hasta la fractura
para analizar la relación entre los diferentes comportamientos de endurecimiento por
tensión y la transformación de la austenita retenida en martensita durante la deformación.
Adicionalmente realizan pruebas metalográficas convencionales con nital y metabisulfito
sódico para identificar las fases presentes en los aceros TRIP y distinguir las diferentes
morfologías de la austenita retenida
Se determina que las excelentes propiedades mecánicas exhibidas por los aceros de
plasticidad inducida por transformación se deben principalmente a la transformación
martensítica de la austenita retenida metaestable inducida por la deformación. En términos
generales, la austenita retenida puede afectar las propiedades mecánicas de varias
maneras:
La austenita bloqueada residual podría transformarse en martensita durante el
enfriamiento rápido con agua y mejorar la resistencia
Las capas de entrelazamiento de la austenita retenida podrían aumentar la
resistencia mejorando la capacidad de los límites de las franjas o listones para
obstaculizar el movimiento de dislocaciones
La austenita retenida podría aumentar el alargamiento debido al efecto TRIP. Por lo
tanto, la mayor fracción de volumen de la austenita retenida estable debe
correlacionarse con propiedades mecánicas mejoradas.
Esta investigación termina distinguiendo la austenita y la martensita con nital más
metabisulfito sódico. La austenita retenida aparece blanca mientras que la
martensita se oscurece. La austenita retenida puede ser distinguida de la bainita
sin carburo por la forma: la austenita retenida es de partículas redondeadas mientras
que la bainita es de partículas con forma de aguja.
17
Características del efecto de plasticidad inducida por la transformación Patricia C. Zambrano, Martha P. Guerrero Mata, Alfredo Artigas, Alberto Monsalve.
Universidad Santiago de Chile, Revista Remetallica. 2005
Aquí los autores presentan cómo, a partir de aceros aleados con silicio y manganeso
tratados térmicamente se puede caracterizar el efecto de la plasticidad inducida por la
transformación y analizar éste a partir de la curva esfuerzo contra deformación. El
tratamiento térmico lo hacen en dos etapas, una en la que calientan el material en el
intervalo intercrítico para forzar la formación de una cierta cantidad de austenita de alto
carbono, en la segunda transforman parte de la austenita en bainita manteniendo una cierta
cantidad de austenita sin transformar, manteniendo el acero a una temperatura.
Se presenta el ejemplo de un acero al SI-Mn deformado en compresión hasta diferentes
niveles. Este material se había tratado en el intervalo intercrítico por cuatro minutos a 800°C
y por dos minutos a 450°C con el fin de obtener un 9.11% de austenita retenida. También
se muestra en este documento la microestructura de un acero Si-Mn con contenidos de
0.13C, 0.78Si y 1.66Mn después de haber sido calentado a 780°C, luego a 410°C por 30
segundos y enfriado en agua. En este se indica la presencia de ferrita, bainita y de austenita
retenida.
Por último, a partir de datos experimentales analizan el efecto y detectan el incremento de
esfuerzo en las curvas esfuerzo deformación. La transformación de austenita a martensita
provoca los cambios en la densidad de dislocaciones que altera la relación lineal entre la
pendiente de la curva y el esfuerzo.
Advanced high strength steels for automotive industry J. Galán, L. Samek, P. Verleysen, K. Verbeken, Y. Houbaert. Revista de Metalurgia.
2012
En este trabajo se resalta el beneficio de los aceros TRIP en aplicaciones automotrices por
su capacidad de absorción de energía en situaciones de choque o accidentes, en
comparación con los otros aceros avanzados de alta resistencia. Se compara la absorción
de energía en función de la resistencia a la tracción para acero de doble fase, acero TRIP,
acero bainítico, acero de bajo carbono y acero estructural. El acero TRIP ofrece la gran
ventaja de tener una absorción de energía constante a medida que aumenta la velocidad
de deformación, desde la cuasi-estática hasta la tasa de deformación muy alta.
En cuanto a la plasticidad de transformación de los aceros TRIP, los autores hacen énfasis
en cuatro rangos de temperatura:
Debajo de la temperatura de inicio de transformación martensítica (Ms): la fase de
austenita es termodinámicamente inestable y la transformación martensítica se
produce sin necesidad de deformación.
Rango de temperatura (Ms): En este rango la fuerza motriz química disminuye
linealmente con el aumento de la temperatura por encima de la temperatura Ms. La
tensión crítica aplicada para el inicio de la transformación de la martensita aumenta
linealmente con la temperatura. En Ms, la tensión necesaria para iniciar la
transformación martensítica de la austenita retenida es igual a la resistencia a la
deformación de la fase de austenita madre. Por debajo de esta temperatura, la
18
austenita retenida se transforma en martensita a través de sitios de nucleación
preexistentes.
Rango (Ms-Md): por encima de la temperatura Ms, la austenita es tensionada. La
martensita se nuclea predominantemente en nuevos sitios de nucleación producidos
por deslizamiento. Cabe destacar que esta martensita no es del tipo de placa de alto
carbono y no tendrá la fragilidad asociada con la martensita tipo placa. El
rendimiento de la austenita es por deslizamiento. La transformación es
principalmente inducida por deformación. La nucleación adicional ocurre en la
intersección de bandas de deformación inducidas por deformación.
T> (Md): la temperatura Md es la temperatura por encima de la cual no se produce
ninguna transformación de martensita. La temperatura más alta da como resultado
un fallo de apilamiento de energía más alto y una fuerza motriz inferior para la
transformación; no se produce transformación como resultado del esfuerzo.
Caracterización de la transformación inducida por deformación plástica
en aceros 0,23% C-1,11% Mn-0,23% Ni-0,68% Cr Naranjo Zúñiga A. F, Rodríguez Baracaldo R, Arroyo Osorio J. M. Revista ITECKNE
Universidad Nacional de Colombia. 2013
Este artículo está centrado en la transformación inducida por plasticidad (TRIP) en
aleaciones Fe-C-Mn-Si, con microestructura compleja que consta de diferentes fases,
principalmente ferrita, bainita, martensita y austenita retenida metaestable. Para la
identificación y caracterización de las fases en el acero utilizado por los autores se han
utilizado microscopios óptico y electrónico de barrido. Realizaron una serie de ensayos
mecánicos de doblado, esfuerzo-deformación y fractura después de los correspondientes
tratamientos térmicos.
Los análisis metalográficos se realizan a la muestra luego del tratamiento térmico con el fin
de identificar las fases presentes en el acero y luego de las pruebas mecánicas para
observar el reordenamiento de las fases atribuido a las cargas aplicadas relacionado con el
nivel de deformación. Con los resultados concluyeron que el alto valor del esfuerzo a
fluencia y una capacidad de endurecimiento muy limitada se debieron al alto contenido de
carbón y a la alta fracción de la fase martensita inicial antes del proceso de deformación.
Es decir, durante el tratamiento térmico luego del primer enfriamiento en donde se debe
pasar de la zona entre A1 y A3 a la temperatura isotérmica, no se logró, por el contrario la
temperatura disminuyo más, dando como resultado el surgimiento de una gran cantidad de
martensita, limitando de esta forma la capacidad dúctil de la aleación.
Realizar un análisis microestructural del acero aisi/sae 1045 sometido a
transformación inducida por plasticidad (TRIP) Castro Gómez E., Castañeda Rodríguez A. S. Universidad Distrital Francisco José
de Caldas 2015
En esta tesis los autores realizan experimentos con el fin de caracterizar
metalográficamente deformaciones inducidas por plasticidad en un acero comercial
AISI/SAE 1045 con composición química de 0,49%C - 0,73%Mn - 0,03%P - 0,25%Si -
0.017%S.
19
Comienzan deformando en frio y en caliente un grupo de probetas, en seguida efectúan el
tratamiento térmico para las probetas deformadas en frio y el tratamiento térmico para las
probetas deformadas en caliente. Posteriormente se estudian las muestras en un
microscopio electrónico para observar los resultados de las deformaciones y los
tratamientos térmicos en la estructura del acero. Para identificar las fases obtenidas se
utiliza un microscopio electrónico de barrido y un difractor de rayos X. Por último, se realiza
prueba de dureza en las probetas para comparar los procesos. Al analizar la
microestructura en el acero sometido a transformación inducida por plasticidad para
deformaciones del 15, 30 y 50%, los autores establecen que las características mecánicas
asociadas a un acero TRIP son altamente dependientes de la composición del material y
de las condiciones del proceso cuando éste es deformado plásticamente.
El acero comercial usado para este proyecto luego de ser sometido a tratamientos
termomecánicos mejora sus propiedades, especialmente luego de pasar por la etapa de
laminación en caliente, ya que se encuentra una microestructura de ferrita + martensita con
una fase de bainita superior. En cuanto a la dureza, luego del temple se evidencia un
aumento considerable de ésta en la superficie en el material lo que implica que se vuelve
frágil para procesos mecánicos. En el caso de la laminación el material se normaliza y se
obtiene una dureza menor lo que vuelve más dúctil para aplicaciones de alta resistencia.
20
MARCO TEÓRICO
ACEROS DE ALEACIÓN6 El acero es básicamente una mezcla de hierro (Fe) y otros elementos, con el carbono más
común (C). Cuando se encuentran a temperatura ambiente, los átomos de Fe se organizan
en una estructura cristalina de BCC llamada fase α o ferrita. Cuando se calienta, en cierto
punto los átomos se reordenan en la disposición de la FCC llamada fase γ, pero
generalmente se llama austenita. Al enfriar o templar el acero caliente, se puede asegurar
esta estructura cristalina. A veces, cuando se calienta y se enfría a ciertas velocidades,
puede terminar con una estructura tetragonal centrada en el cuerpo (BCT). Esta estructura
es como una FCC alargada y, debido a que es alargada, tiene mucha tensión que la hace
muy dura. Cuando se agrega más carbono, las temperaturas a las que ocurren estas
estructuras cambian.
El carbono es generalmente considerado como el elemento de aleación más importante en
el acero y puede estar presente en cantidades de hasta el 2% de su peso total. Cantidades
crecientes de carbono aumentan la dureza y la resistencia a la tracción, así como la
respuesta al tratamiento térmico (templabilidad). Sin embargo el aumento de las cantidades
de carbono reducirá la soldabilidad del acero. La adición de carbono eleva la resistencia del
acero en grado máximo, pero los aceros muy carburados son agrios. Por medio de una
aleación adecuada se puede conseguir, junto con un elevado límite de elasticidad y una
gran resistencia a la tracción, una buena tenacidad; además se pueden mejorar por este
medio una serie de otras propiedades importantes, como lo son una buena penetración del
tratamiento en piezas de fuerte sección, resistencia en caliente, resistencia al desgaste y
resistencia a la oxidación.
El cromo es un poderoso elemento de aleación de acero. Aumenta fuertemente la
templabilidad del acero, y mejora notablemente la resistencia a la corrosión de las
aleaciones en medios oxidantes. Su presencia en algunos aceros podría causar una
excesiva dureza y agrietamiento. Los aceros inoxidables pueden contener más del 12% de
cromo. Particularmente junto con una proporción de carbono mediana y elevada, se obtiene
un aumento considerable de la dureza y resistencia al desgaste del acero. Los aceros al
cromo tratados y los cementados se emplean por esta causa, especialmente para
elementos de construcción, muy expuestos a desgastes.
Los aceros al cromo con 1%C y de más de 1,2 a 1,6%Cr se usan para cojinetes de
rodamiento. Los aceros con más de un 12% de Cr son inoxidables. Para elevar la tenacidad
de los aceros al cromo se le alea generalmente con Mn, Mo o bien V. Los aceros al Cr-Mn
son adecuados para piezas forjadas en peso medio, pero no se prestan bien para
temperaturas por encima de los 400°C por su propensión a la acritud. Por el contrario, los
aceros Cr-Mo y Cr-Mo-V se caracterizan por su elevada resistencia a la fatiga a los 400°C
o 500°C.
El molibdeno favorece la mejora interior del acero y hace desaparecer la agrura debida al
revenido. Los aceros aleados al molibdeno pueden, por tanto, dejarse enfriar lentamente
6 Dubbel, H. Manual del Constructor de Máquinas. Barcelona, España. 1975. Pág. 709, 712.
21
después de revenidos, de manera que pueden obtenerse así piezas forjadas libres de
tensiones internas. Este elemento es un fuerte formador de carburo y generalmente está
presente en aceros aleados en cantidades inferiores al 1%. Aumenta la templabilidad, en
aceros inoxidables austeníticos mejora la resistencia a la corrosión por picadura.
Los contenidos de Mo de 0,25 a 0,4% en unión del Ni o del Mn, aseguran un buen limite
aparente de elasticidad y elevadas características de resistencia, incluso en el núcleo de
las grandes piezas forjadas. Los aceros molibdeno con pequeño contenido de C (0,25% C)
son fácilmente soldables, y de aquí su empleo para cuerpos de caldera soldados para
grandes presiones y para piezas forjadas de resistencia media. El molibdeno aumenta
además de un modo especial la resistencia en caliente.
Los aceros al níquel se emplean para grandes piezas forjadas en que es necesaria una
gran penetración del efecto de mejora. Se alcanza en ellos una tenacidad elevada incluso
en sentido transversal a las fibras de forja. Los aceros al níquel con contenido de carbono
hasta 0,25% se sueldan bien eléctricamente y a la autógena. Su resistencia en caliente es
pequeña a temperaturas superiores a los 400°C. El níquel se agrega a los aceros para
aumentar la capacidad de endurecimiento. A menudo mejora la tenacidad y ductilidad del
acero, incluso con la mayor resistencia y dureza que aporta. Es frecuentemente utilizado
para mejorar la tenacidad a baja temperatura.
Los aceros al cromo-níquel y los aceros cromo-níquel-molibdeno son adecuados para
piezas forjadas que han de estar expuestas a muy duras condiciones de resistencia. Se
alcanza incluso en el núcleo de las grandes piezas forjadas una buena penetración de la
mejora, y conservan una buena tenacidad, incluso cuando se mejora el acero a una elevada
resistencia de hasta 130 kg/mm2. Los aceros Cr-Ni-Mo satisfacen en alto grado las más
duras condiciones que pueden exigirse en cuanto a resistencia a piezas, tales como arboles
de turbina, arboles de inductor de los grandes turbogeneradores. Los aceros Cr-Ni, exentos
de Mo, se emplean solo para piezas forjadas pequeñas, porque las piezas muy grandes no
se pueden calentar sin que exista peligro de que se produzcan tensiones de revenido que
las haga agrias. Los aceros Cr-Ni no son adecuados para temperaturas de trabajo
superiores a los 350°C.
Aceros al manganeso. Estos aceros tienen buena penetración para el tratamiento y un
elevado límite de elasticidad; su estructura fibrosa es característica; su resistencia y
tenacidad transversalmente a las fibras son menos favorables que las de los aceros al
níquel. En cambio, resisten bien cargas muy fuertes en dirección de las fibras. El acero con
13% de manganeso templado en agua a 1020°C presenta una estructura austenítica, es
muy tenaz, posee (particularmente después del temple) una gran resistencia al desgaste y
solo puede trabajarse con muela.
Los aceros al manganeso-molibdeno tienen, además de buena penetración de tratamiento,
buena resistencia en caliente para temperaturas de 400°C a 500°C.
Los aceros al manganeso-silicio se distinguen por su elevado límite de elasticidad
comparado con la resistencia a la rotura por tracción, su resistencia al desgaste y buenas
cualidades de deslizamiento en los mecanismos. Estos aceros templados se emplean para
resortes de automóvil y de topes de vagón. Para el acero destinado a grandes estructuras
metálicas, los aceros al Mn-Si se acostumbran a alear con cobre, con objeto de mejorar su
resistencia a la intemperie.
22
El vanadio se añade a los aceros al cromo y al cromo-molibdeno para aumentar su límite
de elasticidad y su resistencia en caliente; además, este elemento hace a los aceros más
insensibles contra el recalentamiento. La adición de vanadio dará como resultado un
aumento en la capacidad de endurecimiento de un acero. Es muy efectivo, por lo que se
agrega en cantidades diminutas. A más de 0,05%, puede haber una tendencia a que el
acero se vuelva frágil durante los tratamientos térmicos de alivio de tensión.
El aluminio mejora la resistencia a la oxidación de los aceros y a la dureza superficial de los
aceros nitrurados. Para tener aceros de calderas con gran resistencia al envejecimiento, el
aluminio sirve como medio de desoxidación. El aluminio se agrega al acero en cantidades
muy pequeñas como un desoxidante. También es un refinador de grano para mejorar la
tenacidad
EFECTO DE LOS ELEMENTOS QUIMICOS EN EL ACERO7
Azufre: Por lo general, es una impureza indeseable en el acero en lugar de un elemento de
aleación. En cantidades que exceden 0.05%, tiende a causar fragilidad y reducir la
soldabilidad. Las adiciones aleantes de azufre en cantidades de 0,1% a 0,3% tenderán a
mejorar la maquinabilidad de un acero. Dichos tipos pueden denominarse "resulfurados" y
no son aptos para uso donde se requiere soldadura.
Fosforo: Generalmente se considera como una impureza indeseable en aceros.
Normalmente se encuentra en cantidades de hasta 0,04% en la mayoría de los aceros al
carbono. En aceros endurecidos, puede tender a causar fragilidad. En aceros de baja
aleación de alta resistencia, se puede agregar fósforo en cantidades de hasta 0,10% para
mejorar la resistencia y la resistencia a la corrosión.
Silicio: Por lo general, solo pequeñas cantidades (0.20%) están presentes en el acero
laminado cuando se usa como un desoxidante. Sin embargo, en fundiciones de acero,
comúnmente está presente de 0,35 a 1,00%. El silicio se disuelve en el hierro y tiende a
fortalecerlo.
Manganeso: Los aceros generalmente contienen al menos un 0,30% de manganeso porque
ayuda en la desoxidación del acero, previene la formación de sulfuro de hierro e inclusiones,
y promueve una mayor resistencia al aumentar la templabilidad del acero. Cantidades de
hasta 1.5% se puede encontrar en algunos aceros al carbono.
7 Carbon Steel Handbook. Electric Power Research Institute. California USA. Marzo 2007. Pag 36.
23
ACEROS AVANZADOS DE ALTA RESISTENCIA (AHSS)
Descripción general de los AHSS8 El desarrollo de los aceros para uso en la fabricación de automóviles ha intentado satisfacer
la continua demanda de la reducción en peso, incluso teniendo en cuenta la presencia de
dispositivos de seguridad cada vez más eficaces y sofisticados.
Dos factores importantes han estado impulsando el desarrollo de nuevos productos de
acero para la industria automotriz. El primero es el deseo de una mayor economía de
combustible, que además de diseño, se controle en gran parte por el espesor del acero. A
fin de abordar el aspecto de reducir el calibre del material, se necesitan productos con
resistencia más alta, mejor ductilidad y conformabilidad. El segundo se enfoca en el
rendimiento y la seguridad, el factor principal es la capacidad del acero para una mayor
absorción de energía. Para este aspecto los Aceros Avanzados de Alta Resistencia (AHSS)
con aumento en elongaciones totales y en particular con elongaciones uniformes, son los
seleccionados para implementarse en este tipo de manufactura automotriz. Es por eso, que
los AHSS representan una solución óptima para estas aplicaciones, así pues el desarrollo
de esta familia de aceros sigue en crecimiento, generando materiales aún mejores tanto en
la manufactura del proceso como para la seguridad del conductor.
Los aceros AHSS son clasificados en tres diferentes generaciones, la primera generación
basada principalmente en aceros con una base de ferrita en su microestructura; se incluyen
los aceros DP, TRIP, CP y los aceros martensíticos (MART). Una segunda clasificación son
los aceros austeníticos con un alto contenido de Manganeso y algunos con agregados de
Aluminio. Una tercera categoría se centra en el último avance de estos aceros, la tercer
generación son aceros con combinaciones de esfuerzo y ductilidad de propiedades muy
por encima de la primera generación de AHSS. Esta generación pudiera ser producida por
varias combinaciones de martensita con austenita estable. Un ejemplo de esta generación
son los aceros TWIP.
La diferencia fundamental entre los grados de aceros convencionales (HSS) y los aceros
avanzados de alta resistencia (AHSS) es ciertamente su microestructura: los aceros HSS
son monofásicos, con una matriz ferrítica; en cambio los aceros AHSS son aceros multifase
que contienen ferrita residual, martensita, bainita y /o austenita retenida, en cantidades y
proporciones adecuadas para obtener las características mecánicas deseadas.
Con las buenas propiedades de esta familia de aceros de alta resistencia y los éxitos
obtenidos en sus procesos, cada vez más empresas se motivan a seguir investigando sobre
los nuevos tipos y grados de AHSS para incorporarlos a la producción.
8Alvarado Gutiérrez, A. L. Análisis Microestructural y de propiedades mecánicas a temperaturas elevadas de
aceros avanzados de alta resistencia para el conformado en caliente. Universidad autónoma de nuevo león. 2013
24
Obtención De Estructuras Complejas La estructura de los aceros bifásicos se obtiene mediante el enfriamiento del material
calentado en la región intercrítica (entre A1 y A3). Es práctica normal la adición de
elementos como silicio y manganeso para expandir la región bifásica (α y ϒ) y retardar la
transformación difusional de la austenita. El tratamiento puede seguir dos rutas diferentes.
La primera, figura 2a, consiste en calentar el material por encima de A3 por el tiempo
requerido para la completa transformación a austenita, posteriormente el material se enfría
a una temperatura dentro del intervalo intercrítico, para promover la transformación parcial
a ferrita. El material se enfría rápidamente hasta temperatura ambiente para transformar la
austenita en martensita. La segunda ruta de proceso, figura 2b, consiste en calentar el
material en el intervalo intercrítico para que los carburos y parte de la ferrita se transformen
en austenita. Al igual que en el primer caso, la martensita surge del temple de la austenita.
Figura 2. Ciclos térmicos que se usan para producir aceros bifásicos (a) y (b) o tipo TRIP (c)9
La evolución de los aceros bifásicos condujo a los llamados TRIP susceptibles a presentar
el efecto de plasticidad inducida por transformación. Este tipo de aceros se caracteriza por
la estabilización de la deformación plástica producto de la transformación de una cierta
cantidad de austenita retenida en martensita. Este fenómeno permite alcanzar altos valores
de ductilidad y resistencia mecánica. Los incrementos en resistencia y ductilidad se asocian
con el aumento en la tasa de endurecimiento producto de la transformación de la austenita
retenida a martensita. El incremento en la tasa de endurecimiento retarda la formación de
la estricción o cualquier otro tipo de inestabilidad de índole mecánica.
La microestructura que permite obtener el efecto TRIP en aceros se obtiene mediante el
ciclo térmico mostrado esquemáticamente en la figura 2c, que consiste en el calentamiento
del material a una temperatura comprendida entre A1 y A3, seguido de la manutención a
una temperatura que permita la transformación parcial de austenita en bainita. La
transformación parcial permite retener a temperatura ambiente una cierta cantidad de
9 Patricia C. Zambrano, Martha P. Guerrero, Alfredo Artigas, Alberto Monsalve y Rafael Colas. Características del efecto de plasticidad inducida por la transformación. Revista Remetallica. Universidad Santiago de Chile 2005.
25
austenita, que cuando se somete el acero a solicitaciones externas, se transforma a
martensita. Las mejores características se obtienen cuando la cantidad de austenita
retenida se encuentra entre el 7 y el 11%. La figura 3 muestra el tipo de microestructura
requerida para que un acero sea susceptible a presentar el efecto TRIP.
Figura 3. Microestructura de un acero Si-Mn (0.13 C, 0.78 Si, 1.66 Mn % peso) después de ser
calentado por 5 minutos a 780°C, por 30 segundos a 410°C y enfriado en agua, se indica la
presencia de ferrita (F) y bainita (B) y de austenita retenida (RA).10
Obtención de una microestructura TRIP El principal objetivo de los tratamientos empleados en la obtención de una microestructura
TRIP es obtener un porcentaje suficiente de austenita retenida en la microestructura. Con
el fin de obtener una estructura multifásica con austenita retenida, el tratamiento termo
mecánico utilizado para la obtención de los aceros DP (Dual Phase) fue ligeramente
modificado por la introducción de un tratamiento isotérmico bainítico. Mientras el acero DP
es directamente templado desde el recocido intercrítico hasta temperatura ambiente, el
acero con comportamiento TRIP es templado hasta un rango de temperatura intermedio
entre 350°C y 450°C, tras lo cual se realiza un tratamiento isotérmico bainítico parcial. De
igual forma que en los acero bainíticos, esta transformación permite un enriquecimiento de
carbono en la austenita, estabilizándola a temperatura ambiente.
Con la finalidad de permitir este enriquecimiento, los aceros con comportamiento TRIP
comúnmente contienen elevadas concentraciones de silicio (1,5 a 2,5% en masa) con el
propósito de inhibir la precipitación de la cementita durante la transformación bainítica.
Además, los aceros con comportamiento TRIP contienen desde 0,1 a 0,4 % en masa de
carbono y desde 1,5 a 2,5 en masa de manganeso. Con esta composición química y las
10 Patricia C. Zambrano, Martha P. Guerrero, Alfredo Artigas, Alberto Monsalve y Rafael Colas. Características del efecto de plasticidad inducida por la transformación. Revista Remetallica. Universidad Santiago de Chile 2005.
26
dos etapas del tratamiento térmico, los contenidos de austenita retenida presentes en la
microestructura oscilarán entre 5 y 20%.
Durante el recocido intercrítico entre A1 y A3, debido a la baja solubilidad del carbono en la
ferrita y a su baja concentración en el acero, el carbono y el manganeso son concentrados
en la austenita. A esta temperatura, la microestructura está compuesta por austenita y
ferrita. Cuando el nivel deseado de ductilidad de la matriz es obtenido por control del tamaño
del grano, el acero es rápidamente enfriado hasta aproximadamente los 450°C con el fin de
prevenir la formación de perlita, tomando lugar la transformación bainítica. La figura 4
muestra la evolución de la microestructura en diferentes etapas del tratamiento térmico:
1. Ferrita (α) y austenita (ϒ); durante el recocido intercrítico.
2. Ferrita (α) y austenita (ϒ); comienzo de la descomposición de la austenita y
nucleación de la ferrita en los bordes de grano, en particular en los puntos triples
(enfriamiento de 10 a 50 °C/s).
3. Ferrita (α), bainita (αb) y austenita retenida (ϒR); durante y después del tratamiento
isotérmico bainítico (350°C – 500°C).
Figura 4.Formacion de la microestructura TRIP durante el ciclo térmico. (α: Ferrita, ϒ:
Austenita, αb: Bainita y ϒR: Austenita Retenida)11
Propiedades De Un Acero (TRIP) Los aceros TRIP, combinan una alta resistencia mecánica con una alta ductilidad. Este
balance apropiado proviene de la transformación inducida por deformación de la austenita
retenida a martensita, durante la deformación plástica. La estabilización de la austenita a
temperatura ambiente se debe al enriquecimiento en carbono que ocurre durante los
tratamientos termomecánicos específicos llevados a cabo durante la fabricación de estos
aceros. Otros parámetros que influyen en la estabilidad de la austenita son su tamaño de
grano, el estado de esfuerzo de la matriz circundante y la temperatura. En la comprensión
del comportamiento mecánico de este tipo de aceros es de gran importancia una
caracterización precisa de la microestructura, que es normalmente multifásica: una matriz
ferrítica con bainita y austenita retenida, éstas últimas obtenidas después de un recocido
11 A. Guzmán, A. Monsalve. Introducción a los aceros con comportamiento TRIP. Revista Remetallica. Universidad Santiago de Chile 2011.
27
intercrítico y de un tratamiento isotérmico bainítico. Así por ejemplo, se sabe que las
propiedades de conformado plástico están determinadas por las características de la
austenita retenida.
Estos aceros, debido a las buenas propiedades mecánicas son muy atractivos para la
industria automotriz, la cual se caracteriza por una constante búsqueda de nuevos
materiales, que entreguen buena resistencia mecánica y disminuyan el peso de los
automóviles con la finalidad de minimizar la emisión de gases de efecto invernadero, todo
esto sin sacrificar la seguridad de las personas, como se observa en la figura 5a.
Los aceros con comportamiento TRIP se caracterizan por poseer una gran zona de
deformación uniforme, lo que se traduce en un gran valor del índice de endurecimiento por
deformación, como se puede apreciar en la figura 5b. La ventaja de los aceros TRIP es que
su elongación y resistencia mecánica aumentan a medida que la austenita retenida se
transforma en martensita durante la deformación plástica.
Figura 5. a) Valores típicos de resistencia y ductilidad de diversos tipos de aceros utilizados en la
industria automotriz, b) Curva comparativa de esfuerzo-deformación de aceros TRIP y Dual Phase.12
12 Monsalve A., Guzmán A., Cabello D., Artigas A., Barra F., Houbaert Y., Schulz B.OBTENCIÓN DE UN ACERO
MULTIFÁSICO A PARTIR DE UN ACERO 0,084% C, 1,44% Mn y 0,81% Si Revista LatinAm. Metal. Mat. 2013
28
Metalurgia De Los Aceros TRIP Es común que en estos aceros se dé la aparición de una fase dura durante la
deformación, ésta aparece en torno a la ferrita creada por un endurecimiento por
deformación como el observado en los aceros DP. Sin embargo, en los TRIP la austenita
retenida también se transforma progresivamente en martensita con el aumento de
tensión, con lo cual aumenta más la dureza consiguiendo niveles más altos en
comparación con los del DP. En los aceros TRIP también intervienen la velocidad de
deformación, factor importante para las propiedades que afectan a la resistencia al
impacto. Estos aceros en base a su porcentaje de elongación y la resistencia a la
tracción, se encuentran por encima de los doble fase en el comportamiento de
elongación y muy similares en resistencia.
El nivel de austenita retenida que se transforma en martensita dependerá del contenido
de carbono de la composición química de cada acero. A bajos niveles de carbono la
austenita retenida empezará a transformarse inmediatamente bajo deformaciones. A
altos niveles de carbono la austenita retenida será más estable y se transformará con
niveles de esfuerzos mayores. Esto será la causa de que este material tenga una
excelente capacidad para absorción del impacto, e irá aumentando conforme aumente
la deformación.
Los aceros DP y TRIP pueden ser producidos rolados o laminados en frio o caliente, sin
embargo hoy en día el interés se enfoca en los aceros de bajo carbono laminados en
frio y sometidos a ciclos térmicos. Los aceros de bajo carbono enfriados rápidamente a
una temperatura intercrítica da como resultado los aceros DP con la microestructura que
los caracteriza (ferrita + martensita). Si el enfriamiento es detenido y la transformación
se lleva a cabo a una temperatura intermedia, se obtiene una microestructura como en
los aceros TRIP que es el resultado de este enfriamiento. En cada ruta de
procesamiento, la micro estructura final depende del control de un gran número de
variables, incluido el contenido de las aleaciones en elementos, la microestructura
principal, la temperatura del recocido antes del enfriamiento, el tiempo de la temperatura
de calentamiento y los rangos de enfriamientos, y la incorporación de ciclos adicionales
asociados con los tratamientos de galvanizados, etc.
Predicción Del Desarrollo Microestructural Durante Los Procesos De
Fabricación Del Acero Durante La Deformación Plástica El proceso de producción para láminas de acero TRIP y doble fase (DP) incluye
laminaciones en caliente y en frio, seguido ya sea de recocidos continuos o galvanizados
continuos en caliente y son típicos de los productos de chapa de acero.
29
Figura 6. Ilustración esquemática del comportamiento de transformación de fase durante una línea
de proceso de recocido continúo 13
La figura 6 es un modelo de predicción expuesto por M. Azuma, y muestra
esquemáticamente los cambios microestructurales en chapas de acero laminadas en
caliente y en frio durante recocidos continuos (continuous annealing). Este modelo de
predicción revela las transformaciones de fase que tienen lugar durante un proceso de
tratamiento térmico, ferrita, bainita y transformaciones de martensita durante el
enfriamiento.
Transformación ferrítica durante el enfriamiento La microestructura obtenida a través del recocido en el rango de dos fases consiste en
ferrita y austenita. Debido a que la ferrita generalmente existe en grandes cantidades
después del recocido en este rango de temperatura, se puede suponer que la
transformación ferrítica avanza durante el enfriamiento debido al crecimiento de la
ferrita.
Transformación bainítica con precipitación de cementita La transformación de bainita comienza cuando el acero es enfriado por debajo de Bs, la
temperatura de inicio de la transformación bainítica. La microestructura de la bainita es
conocida por aparecer como bainita superior que contiene cementita entre los listones
de bainita, o bainita inferior que contiene cementita dentro de los listones dependiendo
de la temperatura de transformación (ver figura 7). Cuando aparece bainita superior,
existe austenita entre los listones antes de que precipite la cementita, y cuando la
cementita se precipita, la austenita se desintegra en los listones bainíticos y la cementita.
13 M. Azuma, N. Fujita, M. Takahashi. Model for the prediction of microstructures and mechanical propierties of cold-rolled high strength steels. Nippon Steel Technical Report No. 102 Enero 2013.
30
Figura 7. Ilustración de la transformación de bainita superior y bainita inferior.14
Transformación martensítica La transformación martensítica toma lugar cuando un acero que contiene austenita es
enfriado por debajo de la temperatura de inicio de la martensita, en cuyo punto la
austenita comienza a transformar en martensita (temperatura Ms).
El acero es básicamente una mezcla de hierro (Fe) y otros elementos, con el carbono
más común (C). Cuando se encuentran a temperatura ambiente, los átomos de Fe se
organizan en una estructura cristalina de BCC llamada fase α o ferrita. Cuando lo
calentamos, en cierto punto los átomos se reordenan en la disposición de la FCC
llamada fase γ, pero generalmente se llama austenita. Al enfriar o templar este acero
caliente, se puede asegurar esta estructura de cristal. A veces, cuando se caliente y se
enfría ciertas velocidades, puede terminar con una estructura tetragonal centrada en el
cuerpo BCT (martensita). Esta estructura es como una FCC alargada y, debido a que
es alargada, tiene mucha tensión que la hace muy dura. Cuando se agrega más
carbono, las temperaturas a las que ocurren estas estructuras cambian.
La plasticidad inducida por la transformación es una consecuencia de la formación de
martensita a partir de la austenita. En el acero, la austenita puede transformarse en
ferrita rompiendo todos los enlaces y reorganizando los átomos en un patrón alternativo
que depende de la difusión de átomos (transformación reconstructiva), o mediante la
deformación homogénea del patrón original en una nueva estructura cristalina
(transformación de corte) sin difusión. La transformación martensítica sigue el último
mecanismo y no tiene difusión. Puede ocurrir a bajas temperaturas donde la difusión,
14 M. Azuma, N. Fujita, M. Takahashi. Model for the prediction of microstructures and mechanical propierties of cold-rolled high strength steels. Nippon Steel Technical Report No. 102 Enero 2013.
31
incluso de los átomos intersticiales, no es concebible durante el período de tiempo del
experimento. Puede crecer a velocidades que se aproximan a las del sonido en el metal
y tales velocidades grandes son inconsistentes con la transformación difusional.15
15 Y. Hongliang. TRIP Steel. Pohang University of Science and technology. Pohang, Korea 2010. Pag. 22
32
METODOLOGIA
El desarrollo de este estudio comenzó con la selección del material que cumpliera con
la restricción de un contenido de carbono menor al 0,2% y de manganeso mayor al 1.0%,
el cual fue caracterizado a través de pruebas metalográficas y de composición química.
A partir de la composición química del material se calcularon las temperaturas y tiempos
con los cuales se efectuó el tratamiento térmico. Se fabricaron 9 probetas cuadradas de
10 mm x 12 mm de espesor, de las cuales 8 fueron sometidas a un proceso de
deformación por compresión en una maquina universal de ensayos que aplicó cargas
de 25, 30, 35 y 40 toneladas. Para el tratamiento térmico se utilizaron dos hornos tipo
mufla eléctrica, uno a temperatura comprendida entre Ac1 y Ac3, y el otro a temperatura
de inicio de transformación bainítica, el enfriamiento posterior al primer calentamiento
se realizó en aceite sintético a 120ºC y el enfriamiento final a temperatura ambiente.
Luego de la etapa termomecánica se siguió con la preparación metalográfica para
caracterizar la microestructura resultante a través de microscopios ópticos y pruebas de
microdureza para la obtención, toma y análisis de resultados correspondientes al
método experimental previamente descrito.
33
EQUIPOS REQUERIDOS PARA LA INVESTIGACION
Para el desarrollo experimental de la metodología expuesta es necesario contar con
dispositivos que al momento de realizar los ensayos requeridos, permitan alcanzar los
resultados con mayor contundencia. Se presenta una breve descripción de los equipos
empleados durante la ejecución de este proyecto.
MAQUINA UNIVERSAL DE ENSAYOS SHIMADZU UH-A.C
Figura 8. Maquina Universal De Ensayos UH-A.C. Fuente: Ficha técnica maquina universal de
ensayos. Laboratorios y talleres de mecánica, Universidad Distrital.
Descripción General: Esta máquina universal de ensayos realiza tracción, compresión,
y la prueba de flexión de los materiales metálicos. En combinación con equipos de
prueba opcional, la máquina puede realizar pruebas en madera, hormigón, cerámica,
caucho, plástico y muchos otros materiales. El sistema de máquinas de carga hidráulica
dispone de una amplia gama de control de las velocidades de carga y los permisos sin
problemas principales.16
SISTEMA DE ESMERILADO Y PULIDO METKON FORCIPOL 2V
Figura 9. Pulidora metalográfica. Fuente: Ficha técnica sistema de esmerilado y pulido Metkon
Forcipol 2v. Laboratorios y talleres de mecánica, Universidad Distrital.
Descripción General: La serie FORCIPOL de esmerilado y pulido ofrecen soluciones
prácticas y económicas para la preparación de muestras metalográficas. Posee dos
16 Ficha técnica Maquina Universal de Ensayos Shimadzu UH-A.C. Laboratorio de resistencia de materiales. Universidad Distrital Francisco José de Caldas, Catalogo en línea: < https://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/resistencia/FT-RE01.pdf >
34
discos giratorios que hace mover la muestra, controlado por un microprocesador. Estos
discos pueden usarse con velocidades de rotación constantes, dobles o infinitamente
variable con pantalla digital. Esto permite el ajuste de la velocidad óptima para cada
proceso de preparación individual.17
MUFLA ELÉCTRICA LABTECH LEF 205P
Figura 10. Mufla Labtech LEF 205P. Fuente: Ficha técnica MUFLA ELÉCTRICA LABTECH/LEF-P
TYPE. Laboratorios y talleres de mecánica, Universidad Distrital.
Descripción General: La mufla eléctrica Labtech LEF-P es un tipo de horno que puede
alcanzar temperaturas muy altas para cumplir con los diferentes procesos que requieren
este tipo de característica. Permite realizar trabajos como: procesos de control,
tratamientos térmicos y secado de precipitados. Puede alcanzar temperaturas de hasta
1200°C. También cuentan con temporizador programable.18
MUFLA DIGITAL CON TEMPORIZADOR ACEQUILAB MF-2003
Figura 11. Mufla Digital Acequilab. Fuente: Ficha Técnica Mufla Digital Con Temporizador
Acequilabs MF-2003. Laboratorios y talleres de mecánica, Universidad Distrital.
Descripción general: La mufla digital con temporizador Acequilabs MF-2003 es un
equipo utilizado para realizar pruebas de calcinamiento, incineración de muestras
orgánicas e inorgánicas, tratamientos térmicos, entre otros. Está pensado para
aplicaciones múltiples como carbonizar completamente sustancias orgánicas, prueba
17 Ficha técnica Sistema de esmerilado y pulido Metkon Forcipol 2V. Laboratorio de tratamientos térmicos y preparación de probetas. Universidad Distrital Francisco José de Caldas, Catalogo en línea: <https://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/tratamientos_termicos/FT-TT05.pdf> 18 Ficha técnica Mufla eléctrica Lab Tech. Laboratorio de tratamientos térmicos y preparación de probetas. Universidad Distrital Francisco José de Caldas, Catalogo en línea: <https://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/tratamientos_termicos/FT-TT03.pdf>
35
de “Residuo de ignición” o “Cenizas”, de incineración, etc. Es un equipo intuitivo, de fácil
operatividad y fiable.19
MICROSCOPIO AXIO OBSERVER D1M
Figura 12. Microscopio Axio Observer. Fuente: Ficha Técnica Microscopio Axio Observer D1M.
Laboratorios y talleres de mecánica, Universidad Distrital.
Descripción General: El equipo Axio Observer D1m es un microscopio metalográfico
invertido que permite efectuar el control de superficie y análisis óptico de metales. El
objeto a estudiar se ilumina con luz reflejada, ya que las muestras cristalográficas son
opacas a la luz20
ESTEREO MICROSCOPIO DISCOVERY V8
Figura 13. Estereo Microscopio. Fuente: Ficha Técnica Estereo microscopio Discovery V8.
Laboratorios y talleres de mecánica, Universidad Distrital.
Descripción General: El estereoscopio Discovery V8 es un microscopio simple, donde
la parte óptica está formada por un lente biconvexo, el cual sirve para ver detalles del
objeto y formar una imagen virtual amplificada, no como representaciones planas, sino
con apariencia sólida y profundidad (Imagen Tridimensional).21
19 Ficha técnica Mufla con temporizador Acequilabs MF-2003. Laboratorio de tratamientos térmicos y preparación de probetas. Universidad Distrital Francisco José de Caldas, Catalogo en línea: <https://rita.udistrital.edu.co:23604/recursos/://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/tratamientos_termicos/FT-TT06.pdf> 20 Ficha técnica Microscopio Axio Observer D1M. Laboratorio de Metalografía. Universidad Distrital Francisco José de Caldas, Catalogo en línea: <https://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/metalografia/FT-M03.pdf> 21 Ficha técnica Estereo Microscopio Discovery V8. Laboratorio de Metalografía. Universidad Distrital Francisco José de Caldas, Catalogo en línea: < https://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/metalografia/FT-M05.pdf>
36
MICRODURÓMETRO SHIMADZU HMV-2
Figura 14. Micro Durómetro. Fuente: Ficha Técnica Microdurómetro Shimadzu HMV-2. Laboratorios
y talleres de mecánica, Universidad Distrital.
Descripción General: El equipo Shimadzu HMV-2 es un microdurómetro que permite la
medición de durezas en escala Vickers en zonas muy pequeñas de muestras metálicas.
El equipo genera una deformación plástica en una región de la muestra a analizar la
deformación generada es proporcional a la dureza del material.22
MICROSCOPIO ELECTRÓNICO DE BARRIDO JEOL JSM-6490LV
Figura 15. Microscopio Electrónico de Barrido SEM. Fuente: Universidad de los Andes.
Descripción General: El JSM-6490LV es un microscopio electrónico de barrido versátil
y de alta resolución: de 3.0 nm en el modo de alto vacío y 4.0 nm en el modo de bajo
vacío. El modo de bajo vacío permite la observación y análisis de muestras no
conductivas, húmedas o no compatibles con el alto vacío. Consiste en una técnica de
análisis superficial, que consiste en enfocar sobre una muestra un fino haz de
electrones, acelerado con energías de excitación desde 0.1kV hasta 30kV y que permite
obtener información morfológica, topográfica y composicional de las muestras
produciendo imágenes de alta resolución (de hasta 3 nm).23
22 Ficha técnica Microdurómetro Shimadzu HMV-2. Laboratorio de Metalografía. Universidad Distrital Francisco José de Caldas, Catalogo en línea: <https://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/metalografia/FT-M02.pdf> 23 Microscopía de Barrido de Electrones (MEB). Vicerrectoria de investigaciones Universidad de los Andes.
En línea: < https://investigaciones.uniandes.edu.co/es/microscopio-electronico-de-barrido-meb/>
37
ESPECTRÓMETRO DE EMISIÓN ÓPTICA POR CHISPA (OES)
Figura 16. Espectrómetro de Emisión Óptica por chispa (OES) modelo THERMO ARL Quantodesk.
Fuente: Universidad de los Andes.
Descripción General: El espectrómetro de Emisión Óptica por chispa permite realizar
análisis cuantitativos de composición química elemental en aleaciones ferrosas,
aleaciones de aluminio, bronces y latones.24
La espectrometría de emisión atómica de chispa es una de las técnicas de análisis
químico que permite determinar los elementos de aleación presentes en un metal así
como el porcentaje de cada uno de ellos. Este método consiste en detectar las
longitudes de onda características de cada elemento cuando sus electrones son
excitados mediante una chispa eléctrica de alto voltaje25.
24 Difracción de rayos x y Espectrometría. Facultad de ingeniería. Laboratorios Universidad de los Andes. En línea: < https://mecanica.uniandes.edu.co/index.php/es/labs#ml-225---difracci--n-de-rayos-x-y-espectroscopia- > 25 Análisis químico por espectrometría de emisión óptica. Simet. En línea: <http://www.simet.cl/analisisquimico.php>
38
PROCEDIMIENTO
Composición química y caracterización metalográfica El proceso de selección del material estuvo limitado a un acero de no más de 0,2 % de
carbono aleado con un contenido mayor al 1,0% de manganeso, con el fin de
caracterizar el material se realizaron pruebas de composición química por medio de
espectrometría de emisión atómica de chispa y pruebas metalográficas sobre una
muestra del material. La composición química se muestra a continuación:
Fe 98.012 C 0.184 Mn 1.141 P 0.026 S 0.014
Si 0.174 Cu 0.011 Ni 0.017 Cr 0.343 V 0.004
Mo 0.014 W 0.005 Co 0.008 Ti 0.002 Sn 0.002
Al 0.004 Nb 0.031 B 0.0007 Pb 0.011 Mg 0.000
Tabla 1. Composición química acero seleccionado. Fuente propia.
En la tabla 1 se observa la composición de un acero con carbono igual a 0,184 y
manganeso de 1,141. Esta es la composición química correspondiente a un material
que cumple con las limitantes estipuladas al inicio del proyecto. Para complementar el
proceso de caracterización, se realizaron pruebas metalográficas.
a) Metalografía material base. Ataque
con Nital al 5%. 200X. Fuente propia
b) Microestructura de un acero con un
porcentaje de 0,25 C máx. 1,35 Mn máx. 0.30 Si máx. Se observa una estructura de ferrita y perlita (oscuro). 1%. Nital. 250X.26
La estructura revelada por la prueba metalografica esta posiblemente compuesta por
una matriz ferritica con una segunda fase de perlita. Esto se deduce con apoyo del ASM
Handbook estudiando las estructuras de aceros con composiciones quimicas similares
al usado en esta investigacion.
26 ASM International. ASM Handbook. Metallography and Microstructures. Volumen 9. Estados Unidos de América. 1998. Pág. 386.
39
Figura 17. Metalografía material base. Ataque con Nital al 5%. 1000X. Fuente propia.
En la figura número 17 se observa en detalle la base ferrítica (color claro), que
predomina sobre la segunda fase perlítica presente (color oscuro). Los elementos
aleantes en este acero de baja aleación de alta resistencia de ferrita-perlita, se
encuentran especificados por los estándares de ASTM.27
Preparación De Muestras Y Pruebas Mecánicas Se tomaron 9 muestras cuadradas de 10mm x 12mm de espesor de una placa de igual
grosor laminada en caliente. Que posteriormente se sometieron a un proceso de
deformación en frio a compresión en una maquina universal de ensayos Shimadzu
ubicada en los laboratorios de la universidad distrital francisco José de caldas28.
Se tomaron de a dos probetas para someterlas a cargas de 25, 30, 35 y 40 toneladas a
una velocidad de deformación de 1mm/seg. A continuación se observa en la figura 18
los resultados arrojados en dos de las pruebas de compresión, una para 25 toneladas
(a), y otra para 40 toneladas (b).
(a) (b)
Figura 18. Curva esfuerzo-deformación. (a) Prueba realizada en una de las muestras con una carga
de 25 toneladas. (b) Prueba realizada en una de las muestras con una carga de 40 toneladas.
Fuente propia.
27 ASM International. ASM Handbook. Properties and selection: Irons steels and high performance alloys. Volumen 1. Estados Unidos de América. 1995. Pag. 1054, 1055 28 Ficha técnica MAQUINA UNIVERSAL DE ENSAYOS Shimadzu UH-A.C. Catalogo en línea: <https://rita.udistrital.edu.co:23604/Documentos/Fichas_tecnicas/resistencia/FT-RE01.pdf>
0
200
400
600
800
1000
1200
0 0,1 0,2 0,3 0,4
Esfu
erzo
Mp
a
Deformacion %
Esfuerzo vs Deformacion
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
0 0,2 0,4 0,6 0,8
Esfu
erzo
Mp
a
Deformacion %
Esfuerzo vs Deformacion
40
Temperatura, Tiempos Y Tratamiento Térmico Con el objetivo de determinar la influencia de la deformación sobre las muestras, estas
serán sometidas a un tratamiento térmico compuesto de dos etapas análogo al
presentado en la figura 19. La primera comprendida por un calentamiento a una
temperatura comprendida entre Ac1 y Ac3 la cual se sostuvo por un tiempo definido
seguido por un enfriamiento súbito, hasta la temperatura isotérmica que para esta
investigación corresponde a la temperatura de transformación bainítica. La parte final
del tratamiento corresponde al calentamiento isotérmico acompañado de un
enfriamiento a temperatura ambiente.
Figura 19: Parámetros de proceso en un tratamiento térmico TRIP.29
Temperatura Ac1 y Ac3
Estas temperaturas fueron calculadas utilizando los porcentajes de la composición
química de la tabla 1 y usando las ecuaciones de Kasatkin30.
Ac1 = 723 – 7.08 Mn + 37.7 Si + 18.1 Cr +44.2 Mo + 8.95 Ni + 50.1V + 21.7Al +3.18W
+ 297S – 830N – 11.5 C Si – 14.0 Mn Si – 3.10 Si Cr – 57.9 C Mo – 15.5 Mn Mo –
5.28 C 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
Ac1=728,95 ºC
Ac3 = 912 – 370 C – 27.4 Mn + 27.3 Si – 6.35Cr – 37.2 Ni + 95.2 V + 190 Ti + 72.0
Al + 64.5 Nb + 5.57 W + 332 S + 276 P + 485 N – 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 C2 + 2.46 Mn2 – 6.86 Si2 + 0.322 Cr2 + 9.90 Mo2 + 1.24 Ni2 + 60.2 V2
Ac3=843,69 ºC
Para la selección adecuada de la temperatura Ac1 se toman como referencia
investigaciones en las cuales se ha encontrado que:
29 Alvarado Covarrubias Octavio. Efectos microestructurales en un acero sometido a un tratamiento térmico TRIP. Universidad Autónoma de Nuevo León. Nuevo León, México. 2002 pág. 6 30 Gorni Antonio. Steel forming and heat treating handbook. Sao Vicente SP, Brasil. Enero 2015. Pág. 3-4
41
La temperatura T1 más apropiada debe localizarse a unos 20ºC a 30ºC, por encima
de Ac1.
Conforme la temperatura T1 es menor, la probabilidad de generar austenita estable
es mayor.31
Durante la etapa de calentamiento el acero sufre un cambio microestructural de ferrita-
perlita a ferrita-austenita al momento de llegar a Ac1, lo más apropiado es que las fases
presentes al momento del cambio tengan un proporción en la cual, la ferrita predomine
y la austenita generada esté en pequeñas cantidades, todo con el fin de que la austenita
posea un tamaño de grano pequeño y un contenido elevado de carbono.
Por lo tanto, lo más recomendable para obtener las características propias de un acero
TRIP en esta investigación fue utilizar una temperatura Ac1=750ºC.
Tiempo de etapa intercrítica t1 El tiempo de permanencia durante la etapa intercrítica t1 tiene un efecto significativo en
la cantidad de austenita generada, un tiempo prolongado fomentará un aumento gradual
en el tamaño de grano de la austenita lo cual es un problema para aleaciones con
contenidos bajos en carbono, como la usada para este proyecto, ya que una misma
cantidad de carbono tendrá que distribuirse en granos de austenita cada vez más
grandes provocando que ésta sea inestable. De otra manera, cuando el tiempo de
permanencia es corto el enriquecimiento por parte de la austenita en carbono será poco,
debido a que éste no logra disolverse, es así que tiempos que van desde 5 hasta 15
minutos de permanencia son adecuados para generar austenita estable con un
contenido de carbono adecuado.32
Para el presente estudio el tiempo de permanencia que se utilizó durante el tratamiento
térmico para las nueve muestras fue de 8 minutos, seguido de un enfriamiento súbito
que consistió en sumergir los especímenes en aceite sintético a 120ºC en
inmediatamente realizar la etapa isotérmica.
Temperatura isotérmica T2
En esta etapa se pretende enriquecer el contenido de carbono en la austenita logrando
mayor estabilidad, este cambio ocurrirá a la temperatura de transformación bainítica Bs.
Una temperatura T2 baja propiciará la reacción de bainita inferior en la que la austenita
no se enriquece lo suficiente en carbono, por otro lado si T2 es alta hará que los granos
de austenita crezcan haciéndolos menos estables debido a que se interrumpe el
enriquecimiento en carbono. Para el método experimental que se desarrolló T2 es igual
a 561ºC que corresponde a la temperatura Bs calculada según la ecuación de Zhao33,
y para la composición química del material trabajado.
Bs = 630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25Mo-20Ni-15W
Bs = 561,31ºC
Tiempo de etapa isotérmica t2
En la etapa isotérmica el contenido de austenita disminuye mientras que el de bainita
tiende a incrementarse, en tiempos t2 prolongados la transformación bainítica
consumirá más austenita de la estabilizada y provocará la precipitación de carburos. Si
31 Alvarado Covarrubias Octavio. Efectos microestructurales en un acero sometido a un tratamiento térmico TRIP. Universidad Autónoma de Nuevo León. Nuevo León, México. 2002 pág. 8-9 32 Alvarado Covarrubias Octavio. Efectos microestructurales en un acero sometido a un tratamiento térmico TRIP. Universidad Autónoma de Nuevo León. Nuevo León, México. 2002 pág. 9 33 Gorni Antonio. Steel forming and heat treating handbook. Sao Vicente SP, Brasil. Enero 2015. Pág. 33
42
t2 es corto la austenita no se estabilizará y es posible que durante el enfriamiento la fase
resultante sea martensita. Por ello los tiempos para t2 con mejores resultados en la
etapa isotérmica se encuentran entre 2 y 5 minutos.34 En este trabajo el tiempo escogido
para t2 fue de 3 minutos seguido de un enfriamiento a temperatura ambiente. En la
figura 20 se observa el resultado de los procesos anteriormente descritos para los 9
especímenes objeto de esta investigación.
Figura 20. Probetas después de haber sido sometidas a las pruebas termomecánicas de
deformación a compresión y tratamiento térmico. Ubicadas de izquierda a derecha deformadas a
40, 35, 30, 25 toneladas y una última sin deformar. Fuente propia.
Preparación metalográfica Para un adecuado análisis microestructural de las muestras presentes en la figura 20,
fue necesario realizar una secuencia de pulido que incluyo desbaste medio, desbaste
fino y pulido, pasando por lijas de grano 180 hasta 2000, dándole acabado final con
alúmina. Esto se realizó en el laboratorio de preparación metalográfica ubicado en la
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS, finalmente se realizó un
ataque químico con agente Nital al 5%.
34 Alvarado Covarrubias Octavio. Efectos microestructurales en un acero sometido a un tratamiento térmico TRIP. Universidad Autónoma de Nuevo León. Nuevo León, México. 2002 pág. 12.
43
RESULTADOS Y ANÁLISIS
Todos los procedimientos previamente descritos fueron realizados para que mediante
un proceso de observación metalográfica a nivel microestructural, se apreciase la
influencia de una deformación previa a un tratamiento térmico tipo TRIP sobre una
aleación de bajo carbono aleada al manganeso. A continuación se presentan los
resultados arrojados por el microscopio óptico, microscopio electrónico de barrido
(SEM), imágenes microestructurales y porcentaje de fases; además de los resultados
de las pruebas de microdureza. Todo esto se usó como herramienta para delimitar y
caracterizar de la forma más apropiada las microestructuras resultantes.
Resultados pruebas metalográficas y porcentaje de fases Material sin deformar
a. Ataque Nital al 5%. 1000x
b. Ataque Nital al 5%. 500x
Figura 21. Micrografías material tratado térmicamente sin deformar. Fuente propia
Figura 22. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra. Fuente propia
44
Material deformado a 25 toneladas
Figura 23. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 25 toneladas. Fuente
propia
Figura 24. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra. Fuente propia
a. Ataque Nital al 5%. 1000x
b. Ataque Nital al 5%. 500x
45
Material deformado a 30 toneladas
a. Ataque Nital al 5%. 1000x
b. Ataque Nital al 5%. 500x
Figura 25. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 30 toneladas. Fuente
propia
Figura 26. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra. Fuente propia
46
Material deformado a 35 toneladas
Figura 27. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 35 toneladas. Fuente
propia
Figura 28. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra. Fuente propia
a. Ataque Nital al 5%. 1000x
b. Ataque Nital al 5%. 500x
47
Material deformado a 40 toneladas
a. Ataque Nital al 5%. 1000x
b. Ataque Nital al 5%. 500x
Figura 29. Micrografías material tratado térmicamente deformado a 40 toneladas. Fuente
propia
Figura 30. Proporción porcentual de fases presentes en la muestra. Fuente propia
48
Resultados Pruebas SEM Material sin deformar
Figura 31. Micrografías por barrido electrónico material sin deformar tratado
térmicamente. Fuente propia
Material deformado a 30 toneladas
Figura 32. Micrografías por barrido electrónico material deformado a 30 toneladas y
tratado térmicamente. Fuente propia
49
Material deformado a 35 toneladas
Figura 33. Micrografías por barrido electrónico material deformado a 35 toneladas y
tratado térmicamente. Fuente propia
Material deformado a 40 toneladas
Figura 34. Micrografías por barrido electrónico material deformado a 40 toneladas y
tratado térmicamente. Fuente propia
50
Informes Análisis EDS
Figura 35. Informe EDS para la muestra deformada a 40 toneladas. Prueba realizada
sobre fase clara.
51
Figura 36. Informe EDS para la muestra deformada a 40 toneladas. Prueba realizada
sobre fase oscura.
52
Resultados de microdureza Se realizaron 5 pruebas por probeta para medir los valores de microdureza aproximada
de las fases 1 (rojo) y fase 2 (verde). En la tabla 2 está el valor promedio de las
mediciones.
Fase 1 Rojo Fase 2 Verde
Material base 215 HV 157 HV
Muestra no deformada 275 HV 165 HV
Muestra deformada a 25 ton 281 HV 171 HV
Muestra deformada a 30 ton 283 HV 179 HV
Muestra deformada a 35 ton 287 HV 179 HV
Muestra deformada a 40 ton 291 HV 183 HV Tabla 2. Resultados microdureza para las muestras analizadas. Fuente propia
Es evidente la transformación que sufrió el material de esta investigación luego de
someterlo a tratamientos termomecánicos, se pasó de tener una estructura de dos fases
en las que los límites de granos son lo suficientemente definidos, además de contar con
zonas oscuras que se podría asumir que son los aleantes propios del acero (figura 17),
a tener una estructura como la que se observa en la figura 21, donde ocurrió un cambio
en las fases presentes, dando como resultado una fase clara bien definida en la que
aparentemente se encuentra incrustada una fase oscura tenue que empieza a dar forma
a granos con límites poco definidos.
De las micrografías se puede observar cómo se presentó un cambio progresivo de la
fase oscura (rojo), sobre la fase clara (verde) que predomina en todas las
observaciones. De la figura 23 a la figura 30, se evidencia que la fase oscura se
comporta de manera distinta en las muestras que fueron sometidas a mayor
deformación, debido a que esta fase aparenta un aumento en su tamaño y refinamiento
de la misma, provocando que sean más visibles los granos allí presentes junto con sus
límites bien definidos. Este fenómeno se aprecia mejor en las imágenes obtenidas en el
microscopio electrónico de barrido (ver figura 31, 32, 33 y 34).
De la muestra que fue deformada a 40 toneladas cabe resaltar su morfología, (figura 34,
4000X). En la que se alcanzó una microestructura compuesta por dos fases, una
predominante (A) donde se encuentra inmersa (B), cuya morfología resulta interesante,
ya que hay lugares con características visuales que son distintas al resto de la fase. Se
denominó (B`) a éstos lugares donde se formaron granos pequeños acompañados de
un brillo que resalta en comparación con las demás zonas claras. Esto puede ser indicio
de la presencia de una fase con propiedades distintas a las de (A) y (B).
Basados en los resultados obtenidos en el analizador de imágenes para el porcentaje
de fases de las figuras 22, 24, 26, 28 y 30, es evidente que la fase oscura presentó un
aumento en proporción (de 34,36% a 39,76%), además de variar su apariencia. Esto
acompañado de los valores de las pruebas de microdureza presentes en la tabla 2, en
la que alcanzó un valor máximo para la probeta deformada a 40 toneladas de 291HV,
se puede encontrar una relación en el aumento de la fase oscura y cambio de
morfología, con el incremento gradual de microdureza.
Adicionalmente, los resultados del análisis EDS, arrojaron un porcentaje aproximado de
los elementos aleantes presentes en las fases que constituyen el espécimen con mayor
deformación (40 toneladas), de éstos se resalta el comportamiento del manganeso, el
cual se encuentra presente en la mayor parte de la microestructura en cantidades
reducidas con un aumento en su concentración de 1.12% (figura 35) a 1.88% (figura
36). Por otra parte, este tipo de análisis no es fiable para cuantificar el porcentaje de
53
carbono en las fases, debido al método como se desarrolla el experimento, sin embargo
es importante mencionar que el equipo detectó carbono tan solo en una de las dos
pruebas (imagen 36), correspondiente a la que se realizó en la fase que aumentó en
proporción, cuyo tamaño de grano es pequeño con fronteras bien definidas, donde se
alojó en mayor cantidad el manganeso y en el que se registró un mayor valor de
microdureza.
Apoyados en la literatura consultada a lo largo del desarrollo experimental, y teniendo
en cuenta, que el material usado es un acero con contenido bajo de carbono y aleado
al manganeso, se intentará explicar el fenómeno de transformación de fases que ocurrió
en las muestras luego de los tratamientos termomecánicos.
Las deformaciones a compresión que se realizaron con un aumento gradual en la carga
ocasionaron básicamente que la estructura ferrita-perlita presente comenzara a
deformarse afectando más a la perlita debido a que esta comienza a deformarse bajo
una tensión correspondiente al 10 o 20% de deformación plástica para la ferrita.35
Adicionalmente, el proceso de deformación plástica severa de aceros bajo carbono con
estructura en equilibrio de ferrita-perlita refina substancialmente la matriz de ferrita,
causa trituración y disolución de partículas de cementita36, por la concentración de
tensiones en los límites de la interface37.
El calentamiento inicial tuvo como fin obtener una estructura ferrita-austenita con mayor
proporción de ferrita, esto se logra cuando se supera la temperatura Ac1
correspondiente a la aleación en la que la ferrita que se encuentra en las colonias de
perlita comienza a transformarse en austenita, el tiempo de permanencia en esta etapa
da las características de la austenita, si el tiempo es el apropiado el resultado será
austenita de tamaño de grano pequeño y estable, esta estabilidad se logra debido a la
cantidad de carbono que se disuelve en la austenita. Para el material usado en esta
investigación, la difusión del manganeso ayuda a la estabilización de la austenita debido
a que su contenido de carbono es bajo.
El enfriamiento luego de la etapa intercrítica fue súbito con velocidades de enfriamiento
altas, todo para que parte de la austenita fuese estable al momento de llegar a la
temperatura de trasformación bainítica, en ese momento inicia la etapa isotérmica en la
que se pretende la nucleación de granos de ferrita en las fronteras de la austenita,
además de un enriquecimiento de la austenita en carbono. El tiempo durante este
proceso debe ser el necesario; si llega a ser corto la austenita se transformara en
martensita, por otra parte si es prolongado, la nucleación alrededor de la austenita la
consumirá toda provocando la precipitación de carburos.38
Por último el enfriamiento a temperatura ambiente se hizo con el fin de estabilizar las
fases allí presentes dando como resultado lo observado en las micrografías (ver imagen
35 Georgii I. Raab, Yurii M. Podrezov, Mykola I. Danylenko, Katerina M. Borysovska, Gennady N. Aleshin, Lenar N. Shafigullin. Dislocation structure evolution during plastic deformation of low carbón Steel. IEJME-Mathematics Education, 2016, volumen 11, No. 6, pag 1575. 36 M. V. Karavaeva, S. K. Nurieva, N. G. Zaripov, A. V. Ganeev, R. Z. Valiev. Microstructure and mechanical properties of medium-carbon Steel subjected to severe plastic deformation. Metal Science and Heat treatment, volume 54, No 3-4. 2012. 37 Georgii I. Raab, Yurii M. Podrezov, Mykola I. Danylenko, Katerina M. Borysovska, Gennady N. Aleshin, Lenar N. Shafigullin. Dislocation structure evolution during plastic deformation of low carbón Steel. IEJME-Mathematics Education, 2016, volumen 11, No. 6, pag 1568. 38 Alvarado Covarrubias Octavio. Efectos microestructurales en un acero sometido a un tratamiento térmico TRIP. Universidad Autónoma de Nuevo León. Nuevo León, México. 2002 pág. 17-34
54
21, 23, 25, 27 y 29) en las que se puede asumir la presencia de una matriz ferrítica
acompañada de una fase de color oscura que da forma a granos y límites marcados y
bien definidos que para una mejor caracterización es necesario aplicar más técnicas de
observación y caracterización microestructural, como dilatometría y difracción de rayos
X.
55
CONCLUSIONES
De los resultados de microdureza obtenidos se puede inferir que durante
el enfriamiento final ninguna de las fases resultantes corresponde a
martensita basados en la dureza aproximada de esta, que se encuentra
por encima de los 500 HV aproximadamente.
A nivel microestructural se encontró un leve aumento en la microdureza
de las fases allí presentes, posiblemente ocasionado por la ruptura de la
cementita alojada en las islas de perlita luego de la deformación a la que
fue sometida permitiendo, que durante la etapa intercrítica se disolviese
la cementita con mayor facilidad ayudando a la estabilidad de la austenita
generada.
Es de suma importancia los elementos aleantes como el manganeso y el
silicio en la composición química del acero si se quieren obtener
características TRIP en este, ya que la mayor parte de los aceros TRIP
son bajo en carbono, y en el momento de formar austenita será difícil de
estabilizarla por la ausencia del mismo, es allí donde la presencia de
elementos aleantes ayudan a que la austenita tenga un tamaño de grano
pequeño con limites bien definidos.
Se dificulta desarrollar tratamientos térmicos TRIP en aceros
convencionales y comercialmente utilizados dentro de la industria
colombiana debido a que la composición química de la mayoría de éstos,
no cumplen con el modelo teórico adecuado para obtener características
propias de un acero TRIP.
Se partió de un acero de bajo carbono aleado al manganeso, con
estructura ferritico-perlitica que fue sometido a cargas de compresión
comprendidas entre 25 y 40 toneladas seguido de un temple interrumpido
a temperatura intercrítica de 750ºC, y tiempo de 8 minutos que luego fue
calentado isotérmicamente a temperatura de 561ºC durante 3 minutos,
para finalmente ser enfriado a temperatura ambiente, arrojando como
uno de los resultados, una mayor microdureza en la fases presentes en
la muestra que fue deformada a 40 toneladas, además de apreciar
cambios en su morfología, donde se observó un refinamiento y mayor
definición de los granos de la fase oscura.
Para el tratamiento térmico TRIP que se desarrolló durante la
investigación los tiempos y temperaturas que hicieron parte de este, se
tomaron con base en investigaciones previamente relacionadas al tema,
lo que dio como resultado temperaturas y tiempos que dan una
aproximación al modelo teórico, pero que no son suficiente para tener
certeza que el procedimiento fue desarrollado bajo condiciones ideales
por lo que técnicas de dilatometría permitirían realizar el tratamiento
térmico de manera más específica.
56
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![III JORNADA DE - Dialnet · 2017-03-22 · DURANTE LA ESTRICCIÓN PARA LOS ACEROS CORRUGADOS DE ALTA DUCTILIDAD (TESIS DOCTORAL) ... de monitorización y almacenamiento [5], y que](https://static.fdocuments.ec/doc/165x107/5f64194d3ec3c10173395dd1/iii-jornada-de-dialnet-2017-03-22-durante-la-estriccin-para-los-aceros-corrugados.jpg)
