EFECTO DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS EN LA …
79
EFECTO DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS EN LA MICROESTRUCTURA Y EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS DE ALTA RESISTENCIA Y BAJA ALEACIÓN - HSLA AUTORES: JHAN CARLOS CAÑAVERA CARO JANIO ALBERTO FUENTES VIDAL UNIVERSIDAD DE CÓRDOBA FACULTAD DE INGENIERÍAS DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA MECÁNICA MONTERÍA – CÓRDOBA 2020
Transcript of EFECTO DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS EN LA …
EFECTO DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS EN LA MICROESTRUCTURA
Y EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS DE ALTA RESISTENCIA
Y BAJA ALEACIÓN - HSLA
AUTORES:
JHAN CARLOS CAÑAVERA CARO
JANIO ALBERTO FUENTES VIDAL
UNIVERSIDAD DE CÓRDOBA
FACULTAD DE INGENIERÍAS
DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA MECÁNICA
MONTERÍA – CÓRDOBA
2020
EFECTO DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS EN LA MICROESTRUCTURA
Y EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS DE ALTA RESISTENCIA
Y BAJA ALEACIÓN - HSLA
AUTORES:
JHAN CARLOS CAÑAVERA CARO
JANIO ALBERTO FUENTES VIDAL
Trabajo de grado presentado en la modalidad de monografía como parte de los
requisitos para optar al Título de Ingeniero Mecánico
DIRECTOR:
ING. LUIS ARMANDO ESPITIA SANJUÁN, PhD
ÁREA:
MATERIALES Y PROCESOS DE MANUFACTURA
UNIVERSIDAD DE CÓRDOBA
FACULTAD DE INGENIERÍAS
DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA MECÁNICA
MONTERÍA – CÓRDOBA
2020
III
La responsabilidad ética, legal y científica de las ideas, conceptos y resultados del
proyecto, serán responsabilidad de los autores.
Artículo 61, acuerdo N° 093 del 26 de noviembre de 2002 del consejo superior.
IV
Nota de aceptación
_______________________________
_______________________________
_______________________________
_______________________________
________________________________
Firma del jurado
________________________________
Firma del jurado
V
AGRADECIMIENTOS
Agradezco a Dios, por lograr concluir esta etapa de mi vida de forma exitosa y por las
personas maravillosas que ha puesto en mi camino.
Agradezco a mi madre Martha Cecilia Caro Tirado por todo su apoyo incondicional y por
acompañarme en todos los procesos importantes de mi vida, a mi padre Prisciliano Lacides
Cañavera Hernández que aunque ya no esté conmigo fue gracias a su esfuerzo y trabajo que
se hizo posible realizar este sueño, a mis hermanos quienes siempre me han ayudado y
apoyado cuando los necesito.
A mis amigos y compañeros, con los cuales he pasado momentos maravillosos y tristes en el
transcurso de este proceso. Al director del proyecto: ING. Luis Armando Espitia Sanjuán,
PhD quien con sus conocimientos y guía nos ayudó al término de este trabajo.
Por último agradezco a la Universidad de Córdoba, al departamento de ingeniería mecánica
y a los docentes, por la educación recibida en mi formación académica.
Jhan Cañavera
Darle gracias a Dios por la sabiduría que me dio para alcanzar esta meta tan importante,
también agradecerles a mis padres Pedro de Jesús Fuentes Causil y Yady Rosa Vidal Ortega,
por todo el esfuerzo y sacrificio invertidos en mi formación en valores para ser la persona
que soy hoy, a mi hermano Osmaider Javier Fuentes Vidal por su apoyo incondicional en
todos los momentos que hemos pasado junto en la vida y más para salir de situación difíciles.
A mis abuelos Pedro Fuentes, Remberto Vidal, Gladis Ortega y Dominga Causil, que siempre
me han apoyado para seguir adelante. De igual manera a mi segunda madre María Ramos
por todos los momentos que hemos pasado junto y por sus consejos sabios. A los amigos,
compañeros de estudios con los que compartí bellos momentos que se presentaron en el
transcurrir de la vida y la carrera, además agradezco a todos los profesores que estuvieron
durante todo mi periodo académico desde la escuela hasta la educación superior y a los
docente del departamento de ingeniería mecánica que me orientaron en mi desarrollo
académico.
Janio Fuentes
VI
1. TABLA DE CONTENIDO
Pag.
1. TABLA DE CONTENIDO .......................................................................................... VI
2. RESUMEN ................................................................................................................... 12
3. ABSTRACT ................................................................................................................. 14
4. INTRODUCCIÓN ........................................................................................................ 16
5. OBJETIVO GENERAL ............................................................................................... 22
6. EFECTO DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS EN LA MICROESTRUCTURA Y
PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS HSLA ............................................... 23
6.1. Tratamientos térmicos de recocido, normalizado temple y revenido .................... 23
6.2. Efecto de tratamientos especiales .......................................................................... 46
7. EFECTO DE LOS DIFERENTES PARAMENTOS INVOLUCRADOS EN LOS
TRATAMIENTOS TÉRMICOS .......................................................................................... 53
7.1. Temperatura de austenización y tiempo de sostenimiento .................................... 53
7.2. Grado de deformación de la austenita antes del tratamiento ................................. 57
8. INFLUENCIA DE LOS ELEMENTOS ALEANTES Y LOS DIFERENTES
MICROCONSTITUYENTES .............................................................................................. 60
8.1. Niobio .................................................................................................................... 60
8.2. Vanadio .................................................................................................................. 62
8.3. Titanio .................................................................................................................... 64
8.4. Carburos, Nitruros e Impurezas ............................................................................. 74
9. CONCLUSIONES ........................................................................................................ 75
10. BIBLIOGRAFÍA ....................................................................................................... 76
VII
LISTADO DE TABLAS
Tabla 1. Variación del límite elástico (𝑅𝑚), la resistencia a la tracción (𝑅𝑝0.2) y el
porcentaje de alargamiento (𝐴%), en función de la temperatura de austenización. ........... 28
Tabla 2. Microestructura obtenida a partir de la combinación de tres temperaturas de
austenización y 3 tiempos de sostenimiento. ........................................................................ 55
Tabla 3. Efecto de tres temperaturas de austenización y tres tiempos de permanecía en la
microestructura del acero ASTM A588................................................................................ 56
Tabla 4. Efecto del titanio sobre la microestructura de los aceros microaleados. ............... 65
Tabla 5. Propiedades mecánicas de los tres aceros microaleados medidos a partir de ensayos
de tensión. ............................................................................................................................. 74
VIII
LISTADO DE FIGURAS
Figura 1. Microestructura del acero HSLA-V (a) estado de entrega, (b) laminado en frío, (c)
recocido a 650℃. .................................................................................................................. 25
Figura 2. Microestructura del acero microaleado a) Granos de ferrita alargados en la
dirección del laminado en frío (b) Granos redondos y equiaxiales de ferrita producto del
recocido a 670℃. .................................................................................................................. 26
Figura 3. Microestructura del acero microaleado al Nb y V antes y después de los
tratamientos de normalizado (a) estado de entrega, (b) a 820℃, (c) 850℃, (d) 880℃, (e)
910℃ y (f) 940℃ .................................................................................................................. 27
Figura 4. Esquema de los pasos empleados en los tratamientos térmicos realizados. ........ 29
Figura 5. Microestructura del acero microaleado empleado en la fabricación de tuberías API
5L X70, (a) y (d) en estado de entrega, (b) y (e) después del tratamiento de recocido de un
paso, (c) y (f) después del tratamiento de recocido en dos pasos. ........................................ 30
Figura 6. Esquema de los parámetros del tratamiento térmico y las velocidades de
enfriamiento directo empleadas. ........................................................................................... 31
Figura 7. Microestructura del acero en función de las velocidades de enfriamiento directo
(DCT) (a) 0.5℃⁄s, (b) 1.0℃⁄s (c) 3.0℃⁄s (d) 5.0℃⁄s (e) 10℃⁄s y (f) 20 ℃⁄s. ..................... 32
Figura 8. Curvas de esfuerzo normal en función de la deformación unitaria del acero HSLA
X65 para las diferentes velocidades de enfriamiento directo DCT ...................................... 33
Figura 9. Microestructura del acero microaleado en función de las velocidades de
enfriamiento empleadas, (a) 12℃⁄s, (b) 15℃⁄s y (c) 18℃⁄s. ............................................... 34
Figura 10. Dureza en escala Vickers del acero microaleado en función de la velocidad de
enfriamiento. ......................................................................................................................... 35
IX
Figura 11. Microestructura del acero microaleado sometido a temple y revenido en función
de la temperatura de austenización a) 900°C, b) 1000°C, c) 1100°C d) 1200 °C. ............... 36
Figura 12. Microestructura del acero microaleado después de los tratamientos térmicos de
temple y revenido obtenidas por a) Microscopía Óptica y b) Microscopia Electrónica de
Transmisión. ......................................................................................................................... 37
Figura 13. Valores del esfuerzo de fluencia del acero 1 para los tratamientos RQT y DQT en
función de la temperatura de laminado................................................................................. 39
Figura 14. Resistencia al impacto en función de la temperatura de ensayo para los dos aceros
austenizados a 900°C y revenidos a 600°C. ......................................................................... 39
Figura 15. (a) microestructura del acero 1 templado y revenido por recalentamiento
convencional (RQT). (b) microestructura del acero 1 templado y revenido directo (DQT).40
Figura 16. Curvas paramétricas de esfuerzo de fluencia en función de la temperatura de
revenido y de austenización. ................................................................................................. 41
Figura 17. Energía absorbida promedio de las probetas tratadas térmicamente: a) 250 °C, b)
450 °C, c) 650 °C.................................................................................................................. 42
Figura 18. Microestructura del acero ASTM A572 templado a 700℃ y revenido a 600℃.
.............................................................................................................................................. 43
Figura 19. (a) Imagen de la microestructura de los aceros 1 y 2 a) acero 1 martensita y bainita,
b) acero 2 ferrita acicular y bainita. Imágenes tomadas por microscopia electrónica de
barrido. .................................................................................................................................. 44
Figura 20. Micrografías del acero 1, (a) temperaturas de revenido de 200°C-10 min, (b)
400°C-10min. ....................................................................................................................... 45
Figura 21. Micrografías del acero 2, temperaturas de revenido de 200°C-10 min (a), 400°C-
10min (b). ............................................................................................................................. 45
X
Figura 22. Variación de la microdureza en función de la temperatura y del tiempo de
revenido, (a) acero 1, (b) acero 2. ......................................................................................... 46
Figura 23. Esquema de las características de cada tratamiento a) templado y revenido directo
(DQT), b) temple y revenido por etapas (SQT) y c) temple y revenido intercrítico (IQT). . 47
Figura 24. Efecto de los tratamientos térmicos en la microestructura del acero microaleado
a) Tratamiento SQT, b) Tratamiento IQT. ........................................................................... 48
Figura 25. Efecto de la temperatura de austenización sobre las propiedades mecánicas de los
especímenes RQT, SQT e IQT: (a) límite elástico (YS) y esfuerzo último (UTS), (b) energía
de impacto. ........................................................................................................................... 48
Figura 26. Efecto de la temperatura sobre las fracciones de las fases producidas a)
tratamiento SQT y b) tratamiento IQT. ................................................................................ 50
Figura 27. Superficies de fractura del acero después de los tratamientos QT y IQT. ......... 51
Figura 28. Microestructuras de cuatro acero microaleados producidas por tratamientos
térmicos intercríticos a temperaturas de 625°C, 650°C, 675°C, 700°C, 725°C. a-b-c) acero 1,
d-e-f) acero 2, g-h-i) acero 3, j-k-l) acero 4. ......................................................................... 52
Figura 29. Efecto de la temperatura de austenización sobre el tamaño de grano de austenita.
.............................................................................................................................................. 54
Figura 30. Microestructuras transformadas a partir de austenita recristalizada (sin laminado)
con diferentes velocidades de enfriamiento continuo: (a) 0,5 ℃⁄s, (b) 1 ℃⁄s, (c) 5 ℃⁄s, (d) 10
℃⁄s, (e) 20 ℃⁄s y (f) 50 ℃⁄s. ................................................................................................ 58
Figura 31. Microestructuras transformadas a partir de austenita deformada (laminado) con
diferentes velocidades de enfriamiento continuo de 950 ° C a 500 ° C: (a) 0,5 ℃⁄s, (b) 1 ℃⁄s,
(c) 5 ℃⁄s, (d) 10 ℃⁄s, (e) 20 ℃⁄s y (f) 50 ℃⁄s. .................................................................... 58
XI
Figura 32. Micrografías por MET de las muestras de acero después del proceso térmico: a)
b) Sin Nb y c) d) Con Nb. ..................................................................................................... 61
Figura 33. Fracción de volumen de ferrita acicular para los diferentes aceros tratados
térmicamente. ....................................................................................................................... 62
Figura 34. Microestructuras obtenidas para enfriamientos lentos. Efecto de la composición
química C-Mn-Nb3 vs C-Mn-V1. ........................................................................................ 64
Figura 35. Imágenes de los precipitados y resultados de EDS. (a) y (d) Precipitado cuboidal,
(b) y (e) Precipitado esférico, (c) y (f) Precipitado fino. ...................................................... 66
Figura 36. Esquema del proceso aplicados a los aceros al NbMo y al TiMo...................... 67
Figura 37. Microestructuras del acero NbMo a las temperaturas de bobinado de (a y b) 700,
(c y d) 600 y (e y f) 500 °C. .................................................................................................. 69
Figura 38. Microestructuras del acero TiMo a las temperaturas de bobinado de (a y b) 700,
(c y d) 600 y (e y f) 500 °C. .................................................................................................. 70
Figura 39. Micrografías SEM de los aceros después de laminado en caliente y enfriamiento
interrumpido: a TiMo, b1.7 CuTiMo, c 1.7 Cu. ................................................................... 72
Figura 40. a) Imagen de campo brillante de una lámina de 1,7 Cu que muestra precipitados
de cobre. b) El carburo extraído precipita de TiMo. c) A partir de una lámina de 1.7 CuTiMo
que muestra tanto carburos como precipitados de Cu. ......................................................... 73
12
2. RESUMEN
Las propiedades mecánicas de los aceros de alta resistencia y baja aleación denominados
HSLA por su nombre en inglés High Strength Low Alloy, al igual que cualquier tipo de acero,
están íntimamente ligadas a la microestructura final obtenida, como consecuencia de las
transformaciones de fase que ocurren durante el enfriamiento posterior a la aplicación de un
tratamiento térmico. Por tal razón, se hace necesario conocer los cambios microestructurales
producidos en los aceros a partir de la realización de tratamientos térmicos y por ende,
establecer el procedimiento idóneo para obtener propiedades mecánicas en específico
(Riesco, 2015).
Esta monografía se centra en él análisis del estado del arte disponible en distintas fuentes
como libros, manuales, normas y artículos de publicación científica, con el fin de entender
los cambios en la microestructura y en las propiedades mecánicas producidos por diversos
tratamientos térmicos en los aceros HSLA usados en la industria.
Adicionalmente, como los aceros HSLA generalmente tienen la particularidad de ser
clasificados por sus propiedades mecánicas y no por tener una composición química en
específico, también se verifico los efectos que tienen los elementos aleantes en la
microestructura de los aceros en función del tratamiento térmico. En este sentido, se
presentan los diferentes mecanismos de endurecimiento producidos por estos elementos
aleantes, entre los que destacan el refinamiento de grano, el endurecimiento por precipitación
y el endurecimiento por solución sólida. También se contrastan las microestructuras iniciales
de los aceros con las obtenidas después de los tratamientos térmicos, resaltando la formación
de nuevas fases, las impurezas, carburos o nitruros presentes, los precipitados y el tamaño de
grano.
13
De igual manera, junto al estudio de la composición química y la microestructura del acero,
se analiza el efecto de otros parámetros presentes en los tratamientos térmicos, tales como:
los medios usados para generar diferentes velocidades de enfriamiento, el proceso mecánico
para crear el material y el tiempo de permanencia en la temperatura crítica antes de realizar
el proceso de enfriamiento de los tratamientos térmicos. Esta monografía tiene el propósito
de suministrar un análisis de cómo la integración de estos parámetros afecta la
microestructura y las propiedades mecánicas de los aceros HSLA, permitiendo crear un punto
de referencia para futuras investigaciones.
Palabras clave: Microestructura, tratamientos térmicos, propiedades mecánicas, aceros
HSLA.
14
3. ABSTRACT
The mechanical properties of high-strength and low-alloy steels known as HSLA by its
English Acronym High Strength Low Alloy, like any type of steel, are closely linked to the
final microstructures obtained as a consequence of the phase transformations that occur
during cooling after the application of heat treatment. For this reason, it is necessary to know
the microstructural changes produced in the steels from the performance of heat treatments
and therefore, establish the ideal procedure to obtain specific mechanical properties (Riesco,
2015).
This monograph focuses on the analysis of the state of the art available in different sources
such as books, manuals, standards and articles on scientific publication, in order to
understand the changes in the microstructure and in the mechanical properties produced by
various heat treatments in steels HSLA used in the industry.
Additionally, as HSLA steels generally have the particularity of being classified by their
mechanical properties and not by having a specific chemical composition, the effects of
alloying elements on the microstructure of the steels as a function of heat treatment were also
verified. In this sense, the different hardening mechanisms produced by these alloying
elements are presented, among which grain refinement, precipitation hardening and solid
solution hardening stand out. The initial microstructures of the steels are also contrasted with
those obtained after the thermal treatments, highlighting the formation of new phases, the
impurities, carbides or nitrides present, the precipitates and the grain size.
Similarly, together with the study of the chemical composition and microstructure of steel,
the effect of other parameters present in heat treatments is analyzed, such as: the means used
to generate different cooling speeds, the mechanical process to create the material. And the
15
time spent at the critical temperature before performing the cooling process of the heat
treatments. This monograph is intended to provide an analysis of how the integration of these
parameters affects the microstructure and mechanical properties of HSLA steels, allowing to
create a benchmark for future research.
Keywords: microstructure, heat treatments, mechanical properties, HSLA steels.
16
4. INTRODUCCIÓN
En la actualidad, los aceros estructurales tienen alta demanda y son utilizados en diversas
aplicaciones ingenieriles debido a sus propiedades mecánicas, su buena soldabilidad y
maquinabilidad. Dentro de esta clasificación se encuentran los aceros de alta resistencia y
baja aleación HSLA que se caracterizan por tener mayor resistencia mecánica en
comparación con los aceros simples al carbono pero sin sacrificar la facilidad de darles forma
y su buena soldabilidad (Callister, 2010). No obstante, al igual que en otros aceros estas
propiedades pueden ser alteradas a partir de variaciones microestructurales ocasionadas por
cambios de temperatura presentes en algunos procesos de manufactura o por el contenido de
elementos de aleación presentes en el acero (Alonso & Moreno, 2017).
Los tratamientos térmicos en los aceros tienen como objetivo proporcionar al material
propiedades mecánicas adecuadas para su conformación o uso final. Para lograr dicho fin,
los aceros son sometidos a procesos controlados de calentamiento y enfriamiento en función
del tiempo, generando procesos de recristalización, crecimiento de grano y transformaciones
de fases, es decir, se producen cambios microestructurales y por ende, cambios en las
propiedades mecánicas del acero sin la necesidad de variar su composición (Piris & Güemes,
2012).
Los diferentes tipos de tratamientos térmicos están influenciados entre otros factores por la
velocidad de enfriamiento. Es posible mostrar las diferencias entre un tratamiento térmico y
otro a partir de la velocidad de enfriamiento utilizada. En primer lugar, el tratamiento térmico
de recocido consiste en realizar un enfriamiento lento del material desde la temperatura de
austenización. Generalmente, este enfriamiento se realiza dentro del horno hasta llegar a
temperatura ambiente. El recocido se realiza con el objetivo de bajar la densidad de
17
dislocaciones y, de esta manera, impartir ductilidad a los aceros, también aumenta la
tenacidad y alivia tensiones residuales presentes en el acero. La microestructura producida
durante un recocido en aceros simples al carbono está constituida por perlita y ferrita o
cementita en función del contenido de carbono (Gordo & Piris, 2012). El normalizado es un
tratamiento térmico que consiste en austenizar el acero a una temperatura por encima del
punto crítico superior (A3) dejándolo a continuación enfriarse al aire. El objetivo de este
tratamiento es conseguir una microestructura similar a la del recocido, pero más fina, es decir,
un tamaño de grano menor. Este tratamiento es realizado en la mayoría de los aceros
comerciales después de ser procesados (Piris & Güemes, 2012). y es utilizado para mejorar
maquinabilidad, eliminar tensiones residuales, incrementar ductilidad y tenacidad, refinar el
grano y homogenizar la microestructura (Rodríguez & Solís, 2012). Los tratamientos
térmicos de temple y revenido también son muy importantes en los aceros HSLA. El temple
tiene como finalidad aumentar dureza y resistencia mecánica, transformando la austenita
conseguida en el proceso de calentamiento hasta la temperatura de austenización y después,
por medio de un enfriamiento rápido en aceite, agua o salmuera, se convierte en martensita
que es el constituyente duro típico de los aceros templados (Mahecha, 2014). Los esfuerzos
residuales generados por el enfriamiento rápido durante el proceso de temple son aliviados o
reducidos por el tratamiento térmico de revenido, el cual, se realiza después del temple. El
revenido consiste en calentar al acero a una temperatura inferior al punto crítico, seguido de
un enfriamiento controlado que puede ser rápido cuando se pretenden resultados altos en
tenacidad, o lento, para reducir al máximo las tensiones residuales que pueden generar
deformaciones (Alonso & Moreno, 2017).
18
El desempeño de los aceros depende de las propiedades asociadas con su microestructura,
esto es, distribución, fracción, tamaño y morfología de las distintas fases que lo constituyen.
Al someter un acero a un proceso de tratamiento térmico se efectúa un cambio en la
microestructura del acero, además, el contenido de elementos aleantes también puede afectar
significativamente las propiedades mecánicas del acero, así como su microestructura final
luego de un tratamiento térmico (Rodríguez & Solís, 2012).
La mayoría de las fases presentes en los aceros HSLA son producto de la transformación de
la austenita durante el enfriamiento, dado que todos los tratamientos térmicos convencionales
se realizan a temperaturas superiores a las temperaturas críticas AC3 o AC1, donde inicia el
campo de fase de la austenita (Mahecha, 2014). Esta fase estable de los aceros posee una
estructura cristalina cúbica centrada en las caras, es blanda, tenaz y diamagnética.
De la transformación de la austenita se obtienen tres fases estables principales: ferrita,
cementita y perlita, las cuales, habitualmente son obtenidas a partir de enfriamientos lentos.
La ferrita es el constituyente más blando de los aceros, debido al bajo contenido en carbono
que puede disolver en su estructura cúbica centrada en el cuerpo (Pereloma & Edmonds,
2013). La ferrita tienes diferentes clasificaciones en función de su morfología, como es el
caso de la ferrita idiomorfica, ferrita alotriomórfica, y ferrita Widmanstätten. Por su parte, la
cementita o carburo de hierro Fe3C es un compuesto intermetálico muy duro y frágil que
tiene una influencia significativa en las propiedades de los aceros. Se forma cuando el
contenido de carbono de la aleación excede el límite de solubilidad de la ferrita o de la
austenita (Ruiz, 2019). La combinación de la ferrita y la cementita en láminas intercaladas
crea una nueva fase llamada perlita; sus propiedades están en función del tamaño de las
láminas que la conforman. Se puede encontrar la perlita en dos condiciones diferentes, perlita
19
laminar, obtenidas en enfriamientos lentos y perlita degenerada, producto de altas
velocidades de enfriamientos que impide la difusión del carbono, haciendo que no se creen
laminas ordenadas (Mahecha, 2014).
El enfriamiento rápido durante los tratamientos genera la creación de fases metaestables, las
cuales no debes existir para esas condiciones de presión, temperatura y composición en las
que se encuentra el acero; sin embargo, logran persistir en el tiempo. Las fases que presentan
estas condiciones en los aceros son la bainita y la martensita, esta última es la que brinda a
los aceros la mayor resistencia mecánica y se logra con un enfriamiento rápido lo que evita
la transformación difusional y crea una transformación por deformación de la estructura
cúbica centrada en las caras de la austenita a una cúbica centrada en el cuerpo o tetragonal
centrada en el cuerpo de la martensita en función del contenido de carbono. El tratamiento
característico para obtener esta microestructura es el temple.
Por otro lado, los aceros microaleados contienen pequeñas cantidades de elementos aleantes
como vanadio (V), titanio (Ti), y niobio (Nb) entre otros, que mejoran las propiedades
mecánicas del material a través del control del tamaño de grano y el endurecimiento por
precipitación (Gómez, 2016). Estos procesos usados para mejorar las propiedades son
conocidos como mecanismos de endurecimiento, que aumentan la resistencia del material
dificultando o impidiendo el movimiento de las dislocaciones durante la deformación. Dado
que una dislocación posee menor número de uniones que un plano entero, la cantidad de
energía necesaria para mover una dislocación es menor que la necesaria para romper todas
las uniones de un plano (Primo, 2017). El refinamiento de grano de los aceros es
consecuencia del efecto de los contornos de grano que actúan como una barrera infranqueable
para el movimiento de las dislocaciones, cada uno de los contornos de grano actúa como
20
punto de fijación, impidiendo la propagación de las dislocaciones (Gómez, 2016). En este
mecanismo de endurecimiento, tanto la resistencia mecánica como la tenacidad se ven
favorecidas, además, no se afecta la soldabilidad, por lo que actualmente es el mecanismo de
endurecimiento preferente en los aceros HSLA.
La presencia de partículas finas y dispersas por precipitación pueden actuar de distinta forma,
mejorando sustancialmente la resistencia del acero en función del tamaño de los precipitados.
El uso de los tratamientos térmicos para altera la morfología de estos precipitados es de vital
importancia para los aceros microaleados. Los precipitados más pequeños actúan como
barrera que dificultan el movimiento de las dislocaciones mientras que las de mayor tamaño
anclarán las juntas de grano impidiendo el crecimiento de grano (Fernández & Silvia, 2007).
Gracias al uso de los tratamientos térmicos para originar la acción de los diferentes
mecanismos de endurecimiento, se pueden obtener elevados valores de resistencia mecánica,
comparable a la de los aceros con mayores contenidos en carbono, pero con contenidos en
carbono tan bajos que no afectan a la soldabilidad. La obtención de niveles de resistencia
mecánica superiores hace que sea posible obtener piezas de menor sección, consiguiendo así
mejores rendimientos y diseños más eficientes. Todo ello, permite que los aceros
microaleados sean empleados en una gran cantidad de sectores, destacando la industria naval,
la fabricación de estructuras, construcción civil y producción de tuberías y oleoductos
(Primo, 2017).
A continuación, se presenta un análisis sobre los efectos de los tratamientos térmicos y los
elementos de aleación en la microestructura y en las propiedades mecánicas de los aceros
HSLA. El análisis se realiza principalmente en términos de cambios microestructurales en
21
función de las características del tratamiento térmico empleado y de los elementos aleantes
presentes en los aceros.
22
5. OBJETIVO GENERAL
Analizar los efectos del tratamiento térmico y de los elementos aleantes en la microestructura
y en las propiedades mecánicas de los aceros de alta resistencia y baja aleación usando los
resultados publicados en la literatura.
23
6. EFECTO DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS EN LA
MICROESTRUCTURA Y PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS
HSLA
6.1. Tratamientos térmicos de recocido, normalizado temple y revenido
Las propiedades mecánicas de los aceros HSLA vienen definidas por distintos parámetros
microestructurales, como el tamaño de grano, el tipo de fases que componen la
microestructura, la densidad de dislocaciones, presencia de precipitados entre otros. Los
tratamientos térmicos modifican estas características microestructurales a través de procesos
de calentamiento y enfriamiento. De manera general, un tratamiento térmico se caracteriza
por las siguientes etapas: 1. Calentamiento hasta una temperatura específica. 2.
Sostenimiento de esa temperatura durante un tiempo determinado y 3. Enfriamiento
controlado desde la temperatura de sostenimiento. Es importante aclarar, que en algunos
tratamientos se pueden repetir algunas de estas etapas. Los cambios microestructurales
ocasionados por los tratamientos térmicos se derivan principalmente de la transformación de
la austenita en nuevas fases y microconstituyentes que son creados durante la etapa de
enfriamiento. Algunos tratamientos térmicos comparten las primeras dos etapas de
calentamiento y sostenimiento, esto es, son calentados hasta la temperatura de austenización
y el tiempo de permanencia se estipula con base en el tamaño de la pieza. Es posible
analizarlos en función de la velocidad de enfriamiento impuesta desde la temperatura de
austenización. El tratamiento térmico que involucra la menor velocidad de enfriamiento
recibe el nombre de recocido. Generalmente, en este tratamiento la pieza se deja enfriar al
interior del horno. El tratamiento térmico de temple involucra la mayor velocidad de
24
enfriamiento, la cual se alcanza introduciendo la pieza que sale del horno en un baño de
aceite, agua o salmuera. Después del temple, se realiza el tratamiento térmico de revenido
que involucra un calentamiento hasta una temperatura inferior a la temperatura de
austenización y un posterior enfriamiento al aire. El normalizado tiene una velocidad de
enfriamiento mayor a la del recocido y bastante menor a la del temple. Esta velocidad de
enfriamiento se consigue sacando la pieza del horno y dejándola enfriar al aire en calma.
Debido a que la temperatura de austenización, el tiempo de sostenimiento y la velocidad de
enfriamiento varían de un acero a otro, estos aspectos son determinantes tanto para el tipo de
microestructura generada como para los valores de propiedades mecánicas, acorde a lo que
se muestra a continuación. Es importante mencionar que los elementos aleantes adicionados
a los aceros pueden modificar la temperatura de austenización y las velocidades de
enfriamiento. Igualmente, existe un tratamiento térmico llamado recocido intercrítico en el
cual, la temperatura alcanzada en la etapa de calentamiento está por debajo de la temperatura
de austenización.
Como se mencionó anteriormente, el tratamiento térmico de recocido posee la menor
velocidad de enfriamiento en comparación con los otros tratamientos existentes. En 2016,
Zhenyu Liu y otros autores evaluaron el efecto del recocido intercrítico en la microestructura
de un acero microaleado1 laminado en frío. Los autores realizaron los tratamientos de
recocido a tres temperaturas diferentes y compararon las microestructuras obtenidas con la
del acero laminado en frío y en estado de entrega. Observaron que los tratamientos de
recocido produjeron una microestructura más equiaxial, modificando la microestructura en
1 Composición (wt%): C: 0,06; S: <0,002; P: <0,008; Mn: 0,80; Si: 0,025; Ti: 0,002; Cr: 0,088; Mo: 0,010; V:
0,06; Al: 0,025
25
estado de entrega constituida por ferrita, cementita y perlita como también el alargamiento
de los granos producto de la laminación en frío. La figura 1 muestra la microestructura de
este acero en la condición de entrega, después del laminado en frío y después del recocido
realizado a 650°C.
Figura 1. Microestructura del acero HSLA-V (a) estado de entrega, (b) laminado en frío,
(c) recocido a 650℃.
Fuente: (Liu Z. , 2016)
Igualmente, Chao Fang et al (2011), también mostraron que un tratamiento de recocido
durante 6 horas en un acero microaleado2 eliminó el alargamiento de los granos de ferrita y
perlita producto del laminado en frío, convirtiéndolos en granos equiaxiales, como se muestra
en la figura 2.
2 Composición (wt%): C: 0,0526; Si: 0,1938; Al: 0,0191; Nb: 0,0317; N: 0,0073; Mn: 1,0680; V: 0,0019; Ti:
0,0097
26
Figura 2. Microestructura del acero microaleado a) Granos de ferrita alargados en la
dirección del laminado en frío (b) Granos redondos y equiaxiales de ferrita producto del
recocido a 670℃.
Fuente: (Chao Fang, 2011)
Por otra parte, Xin-li Wen et al (2016) a partir de tratamientos térmicos de normalizado,
estudiaron el efecto de la temperatura de austenización en la microestructura y propiedades
mecánicas de un acero microaleado al Nb y V3. Emplearon cinco temperaturas diferentes de
austenización de 820, 850, 880, 910 y 940℃, con un tiempo de sostenimiento de dos horas.
Las muestras del acero se enfriaron al aire con una velocidad de enfriamiento aproximada de
0,03℃ 𝑠⁄ . Al evaluar las microestructuras después de los tratamientos térmicos, encontraron
que en todos los casos las fases presentes fueron ferrita y perlita, pero con un aumento en el
tamaño de grano al aumentar la temperatura de austenización. Adicionalmente, los
tratamientos térmicos modificaron la distribución de las fases y el tamaño de grano de la
microestructura en el estado de entrega, la cual consistía en bandas alternadas de ferrita
proeutectoide y perlita. La microestructura de este acero antes y después de los tratamientos
de normalizado se presenta en la figura 3.
3 Composición (wt%): C: 0,15; Si: 0,27; Mn: 1,45; P: 0,01; S: 0,004; Nb: 0,045; V: 0,095; Ti: 0,01
27
Figura 3. Microestructura del acero microaleado al Nb y V antes y después de los
tratamientos de normalizado (a) estado de entrega, (b) a 820℃, (c) 850℃, (d) 880℃, (e)
910℃ y (f) 940℃
Fuente: (Wen, Mei, Jiang, Zhang, & Liu, 2016)
Además de los cambios microestructurales, también observaron cambios en el límite elástico
(𝑅𝑚), la resistencia a la tracción (𝑅𝑝0.2) y en el porcentaje de alargamiento (𝐴%), como se
muestra en la tabla 1. Los autores concluyeron que con el aumento de la temperatura de
normalizado hasta 880℃, las propiedades mecánicas aumentan, pero a partir de esa
temperatura decrecen como consecuencia del aumento en el tamaño de grano. El aumento en
el tamaño de grano de la ferrita y la perlita disminuye la dureza de los aceros como mostraron
Fuentes y Flórez en su trabajo de grado (2018).
28
Tabla 1. Variación del límite elástico (𝑅𝑚), la resistencia a la tracción (𝑅𝑝0.2) y el porcentaje
de alargamiento (𝐴%), en función de la temperatura de austenización.
T(°C) Rp0.2 Rm(MPa) A(%)
820 340 540 27
850 360 569 32
880 372 577 33
910 352 567 30
940 348 558 29
Fuente: (Wen, Mei, Jiang, Zhang, & Liu, 2016)
Véase que el normalizado al igual que el recocido producen en estos aceros HSLA una
microestructura compuesta por ferrita y perlita, resaltando que estas son las fases estables
para aceros hipoeutectoides como los mostrados hasta el momento. En ambos casos, la baja
velocidad de enfriamiento permite que estos aceros alcancen sus fases estables.
La velocidad de enfriamiento del normalizado es la segunda más lenta en comparación con
otros tratamientos, es solo superada por la velocidad de enfriamiento del recocido. Para estas
velocidades lentas de enfriamiento, la austenita conseguida a la temperatura de austenización
comienza a transformarse en ferrita proeutectoide y sigue creciendo con la disminución de la
temperatura hasta que se alcanza la temperatura del eutectoide y la austenita remanente
transforma isotérmicamente en perlita, fase formada por capas alternas de ferrita y cementita.
Hasta ahora, se ha mostrado que los tratamientos de normalizado y recocido los cuales
presentas bajas velocidades de enfriamiento producen una microestructura formada por
ferrita y perlita. Sin embargo, se sabe que, mediante el ajuste de las condiciones de
tratamiento térmico y de los elementos aleantes (como se mostrará más adelante), se pueden
producir otras fases adicionales a la ferrita y perlita. Enyinnaya Ohaeri et al (2020) evaluaron
29
el efecto del recocido realizado en etapas en la microestructura de un acero microaleado4
utilizado en la fabricación de tuberías API 5L X70. La figura 4 ilustra esquemáticamente los
pasos de los dos tratamientos térmicos realizados.
Figura 4. Esquema de los pasos empleados en los tratamientos térmicos realizados.
Fuente: (Ohaeri, Omale, Rahman, & Szpunar, 2020)
Después de la observación microestructural se constató que los tratamientos modificaron la
microestructura en estado de entrega constituida por ferrita poligonal (PF), ferrita acicular
(AF) y bainita (BF). El recocido en un solo paso produjo ferrita poligonal con mayor tamaño
de grano y pequeñas partículas de cementita que nuclearon en algunos límites de grano, por
el contrario, el recocido de dos pasos produjo una microestructura dúplex, en la cual hubo
4 Composición (wt%): C: 0,047; Mn: 1,65; S: 0,0018; P: 0,009; Si: 0,18; Cu: 0,29; Ni: 0,07; Cr: 0,06; V: 0,001;
Nb: 0,073; Mo: 0,247; Sn: 0,01; Al: 0,044; Ca: 0,0014; B: 0,0001; Ti: 0,022; N: 0,0099; O: 0,003.
30
distribución de martensita dentro de una matriz ferrítica. La microestructura del acero en
estado de entrega y después de los tratamientos térmicos se muestra en la figura 5.
Figura 5. Microestructura del acero microaleado empleado en la fabricación de tuberías
API 5L X70, (a) y (d) en estado de entrega, (b) y (e) después del tratamiento de recocido de
un paso, (c) y (f) después del tratamiento de recocido en dos pasos.
Fuente: (Ohaeri, Omale, Rahman, & Szpunar, 2020)
Véase que, al incrementar la velocidad de enfriamiento, la microestructura típica de ferrita y
perlita de los aceros microaleados es afectada con la presencia de nuevas fases. Li et al
(2020), evaluó el efecto en la microestructura y en las propiedades mecánicas de diferentes
velocidades de enfriamiento en el acero microaleado5 con Cr, Ni, Mo y V conocido como
HSLA X65. Muestras del acero se llevaron a una temperatura de1050℃ utilizando una tasa
de calentamiento de 10 ℃ 𝑠⁄ , se mantuvieron durante 10 minutos y seguidamente se
aplicaron enfriamientos directos (DCT) hasta alcanzar la temperatura ambiente, empleando
5 Composición (wt%): C: 0,09; Mn: 1,27; Cr: 0,06; Si: 0,26; Mo: 0,03; Cu: 0,06; Al: 0,033; V: 0,04; Nb: 0,02;
Ni: 0,03
31
velocidades de enfriamiento de 0,5 a 50℃ 𝑠⁄ . La figura 6 ilustra esquemática los parámetros
del tratamiento térmico y las velocidades de enfriamiento directo empleadas.
Figura 6. Esquema de los parámetros del tratamiento térmico y las velocidades de
enfriamiento directo empleadas.
Fuente: (Li, Liu, Gan, Dong, & Liu, 2020)
La caracterización microestructural evidenció fuertes cambios microestructurales en función
de la velocidad de enfriamiento. Para 0,5℃ 𝑠⁄ , las fases presentes son la típica ferrita
poligonal y la perlita, combinada con algunas cantidades de bainita acicular. Al aumentar la
velocidad a 1℃ 𝑠⁄ los componentes de las fases no cambian, pero la fracción de la fase
bainitica aumenta significativamente, además, observaron que la perlita desaparece y la
bainita acicular comienza a dominar la matriz cuando el enfriamiento aumenta a más de
3℃ 𝑠⁄ 𝑦 que el tamaño de grano y la fracción de fase ferrita poligonal se reduce aún más.
Para las velocidades de enfriamiento de 10 y 20℃ 𝑠⁄ las muestras presentaron una estructura
compuesta completamente de bainita acicular. Los cambios microestructurales producto de
las diferentes velocidades de enfriamiento se muestran en la figura 7.
32
Figura 7. Microestructura del acero en función de las velocidades de enfriamiento directo
(DCT) (a) 0.5℃⁄s, (b) 1.0℃⁄s (c) 3.0℃⁄s (d) 5.0℃⁄s (e) 10℃⁄s y (f) 20 ℃⁄s.
Fuente: (Li, Liu, Gan, Dong, & Liu, 2020)
Los autores además de los cambios microestructurales, también estudiaron las propiedades
mecánicas obtenidas con las diferentes velocidades de enfriamiento, encontrando que tanto
el límite elástico como la resistencia a la tracción máxima (UTS) se incrementaron al
aumentar las velocidades de enfriamiento, como se muestra en la figura 8.
33
Figura 8. Curvas de esfuerzo normal en función de la deformación unitaria del acero
HSLA X65 para las diferentes velocidades de enfriamiento directo DCT
Fuente: (Li, Liu, Gan, Dong, & Liu, 2020)
Resultados similares obtuvo Y. B. Guo et al (2014) en un acero microaleado6. Las muestras
de este acero se llevaron a la temperatura de 1050℃ con una tasa de calentamiento de
600 ℃ 𝑚𝑖𝑛⁄ , se mantuvo la temperatura durante 5 minutos y se aplicaron velocidades de
enfriamiento de 700, 800, 900, 1000 y 1100℃ 𝑚𝑖𝑛⁄ . Los resultados mostraron que para la
velocidad de enfriamiento de 700℃ 𝑚𝑖𝑛⁄ se obtuvo una microestructura principalmente
conformada por ferrita poligonal (PF) y una pequeña cantidad de ferrita bainitica (BF) en
forma de listón distribuida en la matriz. Para la velocidad de enfriamiento de 900℃ 𝑚𝑖𝑛⁄ en
lugar de ferrita poligonal, la estructura principal fue la ferrita acicular (AF) con bainita en
forma de listones. Con la velocidad de enfriamiento de 1100℃ 𝑚𝑖𝑛 ⁄ , la microestructura del
acero fue principalmente de bainita, pero solo una pequeña cantidad de AF. Las
6 Composición (wt%): C: 0,09; Mn: 1,29; Si: 0,29; Ni: 0,15; Cr: 0,06; Mo: 0,18; P: 0,009; S: 0,002; Cu: 0,13;
V: 0,05; Al: 0,034; Nb: 0,03; Ti: 0,001; N: 60 ppm
34
microestructuras obtenidas para este acero en función de la velocidad de enfriamiento se
muestran en la figura 9.
Figura 9. Microestructura del acero microaleado en función de las velocidades de
enfriamiento empleadas, (a) 12℃⁄s, (b) 15℃⁄s y (c) 18℃⁄s.
Fuente: (Guo, Sui, Liu, Chen, & Zhang, 2014)
Adicionalmente, los autores midieron la dureza de las microestructuras producidas
encontrando que las muestras enfriadas a 12℃ 𝑠⁄ presentaron la menor dureza, esto debido a
la ferrita poligonal, ferrita acicular y bainita presentes en la microestructura, el mayor valor
de dureza se presentó para la velocidad de enfriamiento más alta gracias a la microestructura
ferrítica-bainítica (BF) obtenida del proceso. La figura 10 muestra los valores de dureza
reportados por los autores.
35
Figura 10. Dureza en escala Vickers del acero microaleado en función de la velocidad de
enfriamiento.
Fuente: (Guo, Sui, Liu, Chen, & Zhang, 2014)
Aunque Y. B. Guo et al utilizaron velocidades de enfriamiento diferentes a Li et al, ambas se
encuentran en el mismo rango de 0,5 a 50℃ 𝑠⁄ , por lo cual es de esperarse que las
microestructuras sean parecidas teniendo en cuenta que las composiciones de los aceros
utilizados son muy similares. Estas velocidades intermedias de enfriamiento dan lugar a la
bainita, estructura similar a la perlita formada por agujas de ferrita y cementita, pero de mayor
ductilidad y resistencia que aquella.
De igual manera, el aumento en la velocidad de enfriamiento durante los tratamientos
térmicos de los aceros HSLA promueve la creación de nuevas fases que generan propiedades
completamente diferentes. Liu (2016) estudió el efecto de la temperatura de austenización
del tratamiento de temple en la microestructura de un acero microaleado7. Los autores
emplearon las temperaturas de austenización de 900, 1000, 1100 y 1200°C durante 30
minutos seguido de un enfriamiento en agua. Posteriormente, todas las muestras fueron
7 Composición (wt%): C: 0,14; Mn: 0,96; Ni:1,14; Si: 0,44; Cr: 0,26; Mo: 0,32; Cu: 0,62; Nb: 0,02
36
revenidas a 650°C por 120 minutos. Las microestructuras obtenidas en función de la
temperatura de austenización se muestran en la figura 11.
Figura 11. Microestructura del acero microaleado sometido a temple y revenido en función
de la temperatura de austenización a) 900°C, b) 1000°C, c) 1100°C d) 1200 °C.
Fuente: (Liu, y otros, 2016)
Los resultados mostraron que, debido a la alta velocidad de enfriamiento, la martensita en
listones completos se obtiene independientemente de la temperatura de austenización.
Además, se muestra claramente los antiguos contornos de grano de la austenita y el ancho de
los listones de la martensita aumentaron en función de la temperatura de austenización. Esta
misma fase metaestable formada a partir de una transformación no difusional desde la
austenita, también fue alcanzada por Li et al (2020), en un acero microaleado8 a partir de los
tratamientos térmicos de temple y revenido donde buscaban una combinación deseable de
propiedades mecánicas. Estos tratamientos produjeron martensita revenida con la morfología
típica de martensita en listones con alta densidad de dislocaciones distribuidas dentro de ellas
8 Composición (wt%): C: 0,09; Mn: 1,27; Cr: 0,06; Si: 0,26; Mo: 0,03; Cu: 0,06; Al: 0,033; V: 0.04, Nb: 0.02,
Ni: 0.03
37
y las partículas de una segunda fase precipitadas tanto en los límites como dentro de los
listones, características observadas a partir de análisis realizados en un microscopio
electrónico de transmisión. Es importante informar que, debido a las altas velocidades de
enfriamiento después de la austenización, se obstaculizó la formación de ferrita proeutectoide
y de bainita, dando como resultado una estructura martensítica completa. La figura 12
muestra imágenes de la microestructura de este acero tomadas con un microscopio óptico y
con un microscopio electrónico de transmisión.
Figura 12. Microestructura del acero microaleado después de los tratamientos térmicos de
temple y revenido obtenidas por a) Microscopía Óptica y b) Microscopia Electrónica de
Transmisión.
Fuente: (Li, Shi, Liu, Gan, & Liu, 2020)
Los tratamientos térmicos convencionales de temple y revenido (RQT) por sus sigla en inglés
conventional reheat quenching and tempering aumentan la resistencia mecánica de los aceros
microaleados, sin embargo, actualmente se aplican procesos de enfriamiento directo después
del laminado para obtener placas de acero con mejor resistencia mecánica y una buena
combinación de tenacidad y soldabilidad.
38
El estudio realizado por Dhua et al (2011) comprobó que el temple y revenido directo (direct
quenching and tempering DQT) generan mejores propiedades mecánicas que el temple y
revenido convencional (RQT). Los investigadores tomaron 2 placas de dos aceros
microaleados9 y realizaron un proceso de laminado a diferentes temperaturas de
austenización de 800°C, 900°C, 1000°C. Para el tratamiento RQT las placas se enfriaron al
aire, se recalentaron a la temperatura de austenización, se templaron en agua y luego se aplicó
un revenido a 600°C, mientras que para el DQT las placas después del laminado se templaron
directamente en agua y se realizó el revenido a 600°C. La figura 13 muestra los valores del
esfuerzo de fluencia del acero 1 para los tratamientos RQT y DQT en función de la
temperatura de laminado y la figura 14 muestra la resistencia al impacto en función de la
temperatura de ensayo para los dos aceros austenizados a 900°C y revenidos a 600°C.
Se puede observar en la figura 13, que el esfuerzo de fluencia en todas las placas supero con
creces el requisito mínimo de 690 MPa. Adicionalmente, el tratamiento DQT aumentó
significativamente el esfuerzo de fluencia en comparación con el tratamiento RQT
independientemente de la temperatura de laminado utilizada, alcanzando el mayor valor de
esfuerzo de fluencia para la temperatura de 900°C. Estas mejoras también se vieron en los
resultados de resistencia al impacto de los 2 aceros, independientemente de la temperatura
del ensayo, en todos los casos el tratamiento DQT aumentó los valores de resistencia en
comparación con el tratamiento RQT.
9 Composición del acero 1 (wt%): C: 0,052; Mn: 0,99; S: 0,008; P: 0,007; Si: 0,24; Nb:0,043; Cu: 1,08; Cr:
0,57; Ni: 1,76; Mo: 0,55
Composición del acero 2 (wt%): C: 0,044; Mn: 1,02; S: 0,01; P: 0,007; Si: 0,56; Nb:0,036; Cu: 1,06; Cr: 0,87;
Ni: 1,32; Mo: 0,41; B: 0,002
39
Figura 13. Valores del esfuerzo de fluencia del acero 1 para los tratamientos RQT y DQT
en función de la temperatura de laminado.
Fuente: (Dhua & Sen, 2011)
Figura 14. Resistencia al impacto en función de la temperatura de ensayo para los dos
aceros austenizados a 900°C y revenidos a 600°C.
Fuente: (Dhua & Sen, 2011)
Por otra parte, la variación de las microestructuras con las temperaturas de laminado fue muy
insignificante en el caso del tratamiento RQT, mientras que en los tratamientos DQT el
aumento en las temperaturas de laminado produjeron en los aceros un ligero engrosamiento
40
del tamaño de la austenita. También fue evidente la formación de martensita revenida en
placas (figura 15).
Figura 15. (a) microestructura del acero 1 templado y revenido por recalentamiento
convencional (RQT). (b) microestructura del acero 1 templado y revenido directo (DQT).
Fuente: (Dhua & Sen, 2011)
Es importante mencionar otros beneficios alcanzados por los tratamientos de DQT en
comparación con los tratamientos RQT. En primer lugar, reduce el costo de producción al
eliminar los pasos de recalentamiento y enfriamiento. En segundo lugar, permite ahorrar la
adición de costosos elementos de aleación al lograr mejoras en las propiedades mecánicas y
en los requisitos de soldabilidad con una química más pobre.
Como se ha visto anteriormente, debido a las grandes velocidades de enfriamiento usadas en
los procesos de temple, siempre se realizará un tratamiento térmico posterior llamado
revenido, que al igual que en los otros tratamientos sus parámetros pueden afectar la
microestructura final. El estudio realizado por Aguilar y otros (2015) estableció el efecto que
tiene la temperatura de austenización, la temperatura de revenido y el tiempo de permanencia
en esta temperatura, mediante un análisis de varianza (ANOVA). Para ello, el acero API 5CT
41
J5510 fue austenizado a temperaturas de 890, 920 y 950°C durante 22, 24, 26 minutos, seguido
de un enfriamiento en agua. Posterior al enfriamiento, a fin de aliviar los esfuerzos internos
retenidos en la microestructura debido al temple, las probetas se trataron térmicamente por
revenido a 460, 480, 500°C durante 22, 24, 26 minutos y enfriadas al aire.
Los resultados del ANOVA indicaron que la temperatura de revenido es el factor más
significativo por el mayor valor en la media de la suma de cuadrados, implicando que la
temperatura de revenido tuvo mayor efecto en los resultados de límite elástico, esfuerzo
último y dureza. De igual forma, la temperatura de austenización también tiene un efecto
importante sobre estas propiedades, como se muestra en la figura 16.
Figura 16. Curvas paramétricas de esfuerzo de fluencia en función de la temperatura de
revenido y de austenización.
Fuente: (Aguilar, y otros, 2015)
Los resultados del análisis microestructural indicaron que principalmente, a menor
temperatura de revenido y de austenizado, es posible tener mayor porcentaje de martensita y
un tamaño de grano pequeño, lo cual se traduce en un aumento del límite elástico del acero.
10 Composición (wt%): C:0,27; Si:0,40; Mn:1,45; P: 0,03; S: 0,03
42
Por otro lado, aunque Li et al (2020) señalaron que el tiempo de revenido es menos relevante
que la temperatura de revenido, Londoño y Alarcón (2017) mostraron que el tiempo de
sostenimiento tenía un efecto significativo en la tenacidad del acero ASTM A57211. Los
autores señalaron que a mayor tiempo de permanecía en la temperatura de revenido se
obtenida una mayor tenacidad, de igual forma, a mayor temperatura de revenido mayor es la
tenacidad, este comportamiento se puede observar en la figura 17.
Figura 17. Energía absorbida promedio de las probetas tratadas térmicamente: a) 250 °C,
b) 450 °C, c) 650 °C.
Fuente: (Londoño & Alarcón, 2017)
La caracterización microestructural arrojó que la microestructura que estaba inicialmente
constituida por ferrita y perlita, transformó a una constitución de fases martensítica (M) y
ferrítica (F), debido a que la temperatura para realizar el temple se encontraba en la
11 Composición (wt%): C: 0,18; Si: 0,1449; Mn: 0,9; P: 0,001; S: 0,0091; Cr: 0,001; Mo: 0,0222; V: 0,0106;
Cu: 0,0339; Nb: 0,001
43
temperatura crítica, que para este acero era de 770°C. La figura 18 muestra las
microestructuras.
Figura 18. Microestructura del acero ASTM A572 templado a 700℃ y revenido a 600℃.
Fuente: (Londoño & Alarcón, 2017)
cómo se observó anteriormente, el tratamiento de revenido después de un proceso de temple
o de temple intercrítico12, tiene gran efecto en la microestructura y en las propiedades
mecánicas de los aceros HSLA. En este sentido, Villalobos, Barquera, & Campillo (2013)
buscaron establecer si el tratamiento de revenido generaba cambios cuando los aceros HSLA
son tratados con temperaturas inferiores a las críticas. Para tener dos condiciones, tomaron
dos aceros diferentes. El acero 113 fue procesado por arriba de su temperatura de
transformación A3, seguido de un enfriamiento acelerado en agua. El acero 214, fue procesado
por debajo de la temperatura de transformación A1, seguido de un enfriamiento al aire. Los
resultados microestructurales se presentan en la figura 19.
12Temple intercrítico: la temperatura del tratamiento se encuentra entre AC1 y AC3. 13Composición del acero 1 (wt%): C: 0,027; Si: 0,244; Mn: 1,00; Cr: 0,42; Mo: 0,18; Ni: 1,35; Al: 0,045; Nb:
0,024; Ti: 0,015 14 Composición del acero 2 (wt%): C: 0,031; Si: 0,235; Mn: 1,03; S: 0,002; Cr: 0,424; Mo: 0,167; Ni: 1,30; Al:
0,052; Nb: 0,023; Ti: 0,014
44
Figura 19. (a) Imagen de la microestructura de los aceros 1 y 2 a) acero 1 martensita y
bainita, b) acero 2 ferrita acicular y bainita. Imágenes tomadas por microscopia electrónica
de barrido.
Fuente: (Villalobos, Barquera, & Campillo, 2013)
El acero 1, como se muestra en la figura 19a, tiene una microestructura formada
principalmente por martensita y bainita, con algunos cambios de orientación enmarcados por
los límites de grano. En contraste, La figura 19b muestra la microestructura correspondiente
al acero 2, que está conformada por ferrita acicular y bainita.
Posteriormente, ambos aceros fueron revenidos a diferentes temperaturas y tiempos de
sostenimiento comprendidos entre 200 - 600°C y 1 - 300 minutos. La figura 20 y la figura 21
muestran las microestructuras de los aceros 1 y 2 para los revenidos a 200°C y 400°C a 10
minutos de sostenimiento.
45
Figura 20. Micrografías del acero 1, (a) temperaturas de revenido de 200°C-10 min, (b)
400°C-10min.
Fuente: (Villalobos, Barquera, & Campillo, 2013)
Figura 21. Micrografías del acero 2, temperaturas de revenido de 200°C-10 min (a),
400°C-10min (b).
Fuente: (Villalobos, Barquera, & Campillo, 2013)
Los autores establecieron que en el acero 1 no hubo un cambio significativo en la
microestructura constituida por martensita y bainita, aunque observaron presencia de algunos
precipitados (señalados en la imagen); debido a esto, los valores de microdureza tampoco
presentaron una disminución considerable. En el acero 2 no se apreció un cambio
46
significativo en la microestructura constituida principalmente por ferrita acicular y bainita.
Este tipo de microestructura es más estable en comparación a la del acero 1.
La figura 22 muestra la variación de la microdureza en función de la temperatura y del tiempo
de revenido para ambos aceros.
Figura 22. Variación de la microdureza en función de la temperatura y del tiempo de
revenido, (a) acero 1, (b) acero 2.
Fuente: (Villalobos, Barquera, & Campillo, 2013)
Se puede observar que el acero 1 presentó una reducción en la microdureza con el aumento
de la temperatura de revenido, sin embargo, al tiempo de 10 minutos y a una temperatura de
400°C, hubo un incremento significativo. El acero 2 presentó un comportamiento oscilatorio,
hubo un ligero incremento entre los 300 y 400°C a los tiempos más prolongados, pero al ser
comparado con el acero 1 que fue sometido al proceso de temple, se observa que estas son
completamente menores, debido a que su microestructura es más estable.
6.2. Efecto de tratamientos especiales
Existen otros procesos de temple para poder lograr mejores propiedades en los aceros HSLA.
Liu et al (2020), evaluaron el efecto en la microestructura y en las propiedades mecánicas del
47
proceso de enfriamiento y temple intercrítico (Intercritical quenching and tempering IQT),
del temple y revenido por etapas (Step quenching and tempering SQT), en comparación del
temple y revenido convencional (RQT). Las características de cada tratamiento aplicados a
un acero microaleado15se presentan en la figura 23.
Figura 23. Esquema de las características de cada tratamiento a) templado y revenido
directo (DQT), b) temple y revenido por etapas (SQT) y c) temple y revenido intercrítico
(IQT).
Fuente: (Li, Shi, Liu, Gan, & Liu, 2020).
El estudio de los tratamientos térmicos IQT y SQT es de gran importancia para los aceros
HSLA, puesto que alcanzan una combinación de propiedades que no pueden ser obtenidas
con los tratamientos térmicos de temple y revenido convencionales. Los resultados obtenidos
por Li et al (2020), corroboran esta afirmación. La microestructura obtenida por medio del
tratamiento SQT presentó una mezcla de ferrita poligonal, perlita, bainita granular y
martensita de listones como se muestra en la figura 24a. Mientras que el tratamiento IQT
produjo martensita de listones y ferrita en forma de banda, acorde a lo mostrado en la figura
24b.
15 Composición (wt%): C: 0,14; Mn: 0,96; Ni:1,14; Si: 0,44; Cr: 0,26; Mo: 0,32; Cu: 0,62; Nb: 0,02
48
Figura 24. Efecto de los tratamientos térmicos en la microestructura del acero microaleado
a) Tratamiento SQT, b) Tratamiento IQT.
Fuente: (Li, Shi, Liu, Gan, & Liu, 2020)
Referente a los resultados de propiedades mecánicas, los autores reportaron que el aumento
de la temperatura de austenización condujo a una disminución del límite elástico y de la
resistencia a la tracción final para todos los tratamientos RQT, SQT e IQT, como se muestra
en la figura 25.
Figura 25. Efecto de la temperatura de austenización sobre las propiedades mecánicas de
los especímenes RQT, SQT e IQT: (a) límite elástico (YS) y esfuerzo último (UTS), (b)
energía de impacto.
Fuente: (Liu, y otros, 2016)
49
Se puede observar que el tratamiento SQT ocasionó la segunda resistencia a la tracción y la
resistencia al impacto más alta y la relación de rendimiento más baja entre todos los
tratamientos. Por el contrario, las muestras RQT tienen la mayor resistencia a la tracción,
pero la menor resistencia al impacto. Las muestras IQT tienen la mayor resistencia al
impacto, mientras que su resistencia a la tracción es la más baja. Por lo tanto, concluyeron
que el tratamiento SQT alcanzó la mejor combinación de propiedades a tracción e impacto.
Por otra parte, Li et al (año), encontraron resultados similares en términos de microestructura
producto de los tratamientos intercríticos IQT y los tratamientos escalonados SQT. El
tratamiento SQT produjo una microestructura constituida por la fase de ferrita poligonal y
nucleados de perlita que crecieron a partir de la austenita original durante el enfriamiento
lento antes de la retención isotérmica. Por otro lado, la bainita se formó dentro de la etapa de
retención, mientras que la malla de martensita se produjo por el enfriamiento rápido. Por lo
tanto, el aumento de la temperatura intercrítica suprimió la formación de ferrita poligonal y
de perlita, luego se conservó más austenita metaestable no transformada. Como resultado,
esa austenita no transformada se transformó completamente en martensita durante el
enfriamiento rápido, lo que indica que la temperatura intercrítica más alta aumenta la fracción
de martensita. Además, la transformación isotérmica de bainita ocurre a temperatura más
baja. La figura 26a muestra el efecto de la temperatura intercrítica en las fracciones de las
fases producidas por el tratamiento SQT.
50
Figura 26. Efecto de la temperatura sobre las fracciones de las fases producidas a)
tratamiento SQT y b) tratamiento IQT.
Fuente: (Li, Shi, Liu, Gan, & Liu, 2020)
El tratamiento IQT produjo microestructuras constituidas por mezclas de ferrita y martensita
de listones cuyas fracciones se presentan en la Figura 26b. A medida que aumenta la
temperatura intercrítica, se mejoró la austenización, lo que redujo la martensita no
transformada formada por el primer enfriamiento rápido. Dado que la martensita no
transformada se recupera y se recristaliza y luego se transformó en ferrita durante la retención
isotérmica, la mejora en la austenización del acero al aumentar la temperatura intercrítica
reducirá definitivamente la formación de láminas de ferrita.
Es importante mencionar que estos tratamientos especiales producen microestructuras
multifásicas en los aceros HSLA. Estas microestructuras conformadas por ferrita / perlita
"blanda" y bainita / martensita "dura" pueden evidentemente mejorar propiedades mecánicas
como la resistencia al impacto. Estas microestructuras multifásicas son deseables para
obtener una buena combinación de alta resistencia mecánica y buena tenacidad. Esta
51
característica fue estudia por Zhao et al (2019). Para ello, tomaron un acero microaleado16 al
cual le realizaron un proceso de temple convencional y otro de temple intercrítico.
Posteriormente, realizaron ensayos de tensión y evaluaron las características de las
superficies donde ocurrió la fractura. Los autores mostraron que la densidad volumétrica y la
profundidad de los hoyuelos son cada vez más pequeñas para el acero tratado por el proceso
IQT que las de sus contrapartes, respectivamente. La figura 27 muestra las superficies de
fractura del acero después de los tratamientos QT e IQT.
Figura 27. Superficies de fractura del acero después de los tratamientos QT y IQT.
Fuente: (Zhao, Chen, Wuqikun, Chen, & Wang, 2019)
Por otra parte, el estudio realizado por Chen y Liao (2020) comprobó que estas
microestructuras multifásicas obtenida por un enfriamiento crítico, se logran mantener en
aceros HSLA con diferentes composiciones químicas. La figura 28 muestra las
microestructuras de cuatro aceros microaleados17 producidas por tratamientos térmicos
intercríticos a temperaturas de 625°C, 650°C, 675°C, 700°C, 725°C.
16 Composición (wt%): C: 0,06; Si: 0,04; Mn: 1,03; P: 0,02; S: 0,02; Cr: 0,97; Ni: 4,66; Cu: 0,02; Mo: 0,54; V:
0,003; Nb: 0,05; Al: 0,002 17 Composición del acero 1 (wt%): C: 0,10; Si: 0,10; Mn: 1,5; Ti: 0,10; Mo: 0,20
Composición del acero 2 (wt%): C: 0,10; Si: 0,10; Mn: 1,5; Ti: 0,20; Mo: 0,20
Composición del acero 3 (wt%): C: 0,05; Si: 0,06; Mn: 1,5; Ti: 0,08; Mo: 0,20
Composición del acero 4 (wt%): C: 0,05; Si: 0,06; Mn: 1,5; Ti: 0,07; Mo: 0,20
QT IQT
52
Figura 28. Microestructuras de cuatro acero microaleados producidas por tratamientos
térmicos intercríticos a temperaturas de 625°C, 650°C, 675°C, 700°C, 725°C. a-b-c) acero
1, d-e-f) acero 2, g-h-i) acero 3, j-k-l) acero 4.
Fuente: (Chen & Liao, 2020)
Se puede ver claramente que, independientemente de la composición de acero, el tamaño del
grano de ferrita aumentó con la temperatura isotérmica. Además, los tamaños de grano de
ferrita de los aceros con bajo contenido de carbono son siempre mayores que los de los aceros
con alto contenido de carbono a la misma temperatura de tratamiento térmico. Este hecho
también implica la característica intrínseca de la transformación de fase difusional. Es decir,
el crecimiento de ferrita puede acelerarse cuando el contenido de carbono disminuye, porque
se necesitan rechazar menos átomos de carbono de la austenita madre, lo que puede conducir
a la aceleración de la descomposición de la austenita.
53
7. EFECTO DE LOS DIFERENTES PARAMENTOS INVOLUCRADOS EN
LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS
Como se evidenció en el capítulo anterior, los tratamientos térmicos juegan un papel
importante en la microestructura y en las propiedades mecánicas finales de los aceros HSLA.
Se observó que las características de un tratamiento térmico afectan significativamente las
fases presentes y por ende los valores de propiedades mecánicas. Hasta ahora, se han
mostrado resultados de diferentes aceros en función de la velocidad de enfriamiento. A
continuación, se discutirán otras características que afectan la microestructura y las
propiedades como la temperatura de austenización y el tiempo de sostenimiento y la
deformación presente en la austenita.
7.1. Temperatura de austenización y tiempo de sostenimiento
Se ha visto como la velocidad de enfriamiento influye en los tratamientos a la hora de obtener
una microestructura determinada, además de esta, hay otras condiciones a tener en cuenta en
el momento del proceso, dichas condiciones son aquellas que producen un menor tamaño de
grano sin que se produzca crecimiento anormal. La optimización de los parámetros
temperatura y tiempo de austenización para conseguir un tamaño de grano homogéneo
mínimo, es importante puesto que el tamaño de grano austenítico al inicio de la
transformación γ → α determina tanto su desarrollo como el tamaño de grano de la
microestructura final, originando unas determinadas propiedades de resistencia y tenacidad.
Como se pudo observar en la figura 11 obtenida por Liu et al (2016), la microestructura
obtenida varía en función de la temperatura de austenización. El autor realizó mediciones
cuantitativas de múltiples micrografías y determinó el tamaño de los granos austeníticos
previos de las muestras sometidas a diferentes temperaturas de austenización, como se
54
muestra en la figura 29. Los investigadores encontraron que el crecimiento del grano de
austenita no es obvio en las muestras con baja temperatura de austenización (por debajo de
1100℃), mientras que la alta temperatura de austenización (por encima de 1100℃) resulta
en un aumento del grano de austenita. Estos límites de grano de austenita son el sitio de
nucleación preferencial para la martensita. Por lo tanto, la disminución del tamaño de grano
de austenita conduce a un aumento de la densidad límite de grano, y por lo tanto aumenta la
tasa de nucleación de la martensita.
Figura 29. Efecto de la temperatura de austenización sobre el tamaño de grano de
austenita.
Fuente: (Liu, y otros, 2016)
Por otra parte, Díaz Mahecha en 2014 estudio el comportamiento de la microestructura de un
acero ASTM A572 Gr 5018 con diferentes temperaturas de austenización y tiempos de
sostenimiento en un tratamiento de temple, acorde a los valores relacionados en la tabla 2.
18 Composición (wt%): C: 0,18; Si: 1449, Mg: 0,9; P: 0,001; S: 0,0091; Cr: 0,01; Mo: 0,0222; Cu: 0,0339; V:
0,0106; Nb: 0,01
55
Tabla 2. Microestructura obtenida a partir de la combinación de tres temperaturas de
austenización y 3 tiempos de sostenimiento.
Fuente: (Mahecha, 2014)
El autor observó que a mayor temperatura de austenización y a mayor tiempo de exposición
la austenita retenida aumenta al igual que el tamaño de grano. Teniendo en cuenta que la
norma ASTM E112 establece que los aceros cuyo tamaño de grano están comprendido entre
el 1 y el 5 se consideran como aceros de grano basto, y los comprendidos entre 5 y 8, como
de grano fino, el autor pudo evidenciar el comportamiento del tamaño de grano con relación
al tiempo de sostenimiento.
Además de la microestructura y del tamaño de grano, el autor estudio el efecto de estos
parámetros en la dureza final del material, encontró que a menor temperatura y tiempo de
sostenimiento la dureza es mayor, por ende, la mayor dureza se obtuvo a 900℃ con tiempo
de exposición de una hora.
56
Medina en 2015 realizó un estudio similar en un acero ASTM A588 19donde obtuvo
resultados equivalentes a los de Díaz Mahecha tal como se muestran en la tabla 3.
Tabla 3. Efecto de tres temperaturas de austenización y tres tiempos de permanecía en la
microestructura del acero ASTM A588.
Fuente: (JiméNez, 2015)
El autor concluyó que el tamaño de grano no se pudo medir debido a que las micrografías en
la tabla no presentan una definición del borde de grano, pero dedujo que con el aumento de la
temperatura y el tiempo de sostenimiento hay una mayor distribución del carbono, también
encontró que la dureza aumenta con menores temperaturas y tiempos.
19 Composición (wt%): C: 0,435; Si: 0,530; Mn: 1,213; P: 0,026; S: 0,0012; Cr: 0,365; Mo: 0,034; Ni: 0,104;
Cu: 0,0249
57
Como se ha podido observar, la temperatura de austenización y el tiempo de sostenimiento
juegan un papel importante a la hora de querer un tamaño de grano según las características
que se necesiten, además de estos dos parámetros, otro factor a tener en cuenta a la hora de
realizar un tratamiento es el grado de deformación de la austenita, ya que este afecta el
tamaño de grano efectivo del acero.
7.2. Grado de deformación de la austenita antes del tratamiento
Haitao Zhao et al (2019) estudiaron la influencia que tiene la deformación de la austenita en
el refinamiento de grado en un acero microaleado20 tratado térmicamente con diferentes
velocidades de enfriamiento. El experimento consistió en calentar un acero tratado
térmicamente por temple y someterlo a un proceso de laminado a temperatura de
austenización. Luego de esto se enfrió a diferentes velocidades. El autor comparó la
microestructura obtenida con un material que se sometió a las mismas velocidades de
enfriamiento, pero sin el proceso de laminado. Las microestructuras obtenidas para cada
proceso se muestran en la figura 30 y en la figura 31.
20 Composición (wt): C: 0,045; Mn: 1,43; Si: 0,14; S: <0,003; P: <0,01; Nb: 0,09; Cr: 0,21; Ni: 0,12; Cu: 0,21;
Ti: 0,01; N: 0,0039
58
Figura 30. Microestructuras transformadas a partir de austenita recristalizada (sin
laminado) con diferentes velocidades de enfriamiento continuo: (a) 0,5 ℃⁄s, (b) 1 ℃⁄s, (c) 5
℃⁄s, (d) 10 ℃⁄s, (e) 20 ℃⁄s y (f) 50 ℃⁄s.
Fuente: (Zhao, Palmiere, & Eric, 2019)
Figura 31. Microestructuras transformadas a partir de austenita deformada (laminado) con
diferentes velocidades de enfriamiento continuo de 950 ° C a 500 ° C: (a) 0,5 ℃⁄s, (b) 1
℃⁄s, (c) 5 ℃⁄s, (d) 10 ℃⁄s, (e) 20 ℃⁄s y (f) 50 ℃⁄s.
Fuente: (Zhao, Palmiere, & Eric, 2019)
59
Para el material sin laminado se observó que la ferrita y la bainita (BF) dominan las
microestructuras transformadas enfriadas continuamente a 5 ~ 50 ℃ 𝑠⁄ . A la velocidad de
enfriamiento de 5 ℃ 𝑠⁄ (Figura 30c), la microestructura consistió principalmente en listones
BF gruesos. De manera diferente, a la velocidad de enfriamiento de 50 ℃ 𝑠⁄ (Figura 30f),
los listones BF se vuelven más delgados y los límites de los listones son más claros. Con el
aumento de la velocidad de enfriamiento de 5℃ 𝑠⁄ a 50℃ 𝑠⁄ , la microestructura transformada
cambia gradualmente de listones BF gruesos a listones BF delgados, y los límites entre los
listones son cada vez más claros.
Las microestructuras transformadas de austenita deformada mostrados en la figura 31 a-b, a
velocidades de enfriamiento de 0,5℃ 𝑠⁄ y 1℃ 𝑠⁄ se encontró una mezcla de granos de ferrita
poligonal (PF) / ferrita cuasipoligonal (QF) y fases oscuras, y al aumentar la velocidad de
enfriamiento, el tamaño de grano de PF / QF se vuelve menor. Según el autor, las fases que
aparecen oscuras en las micrografías ópticas podrían ser bainita convencional con carburos
o perlita degenerada. En contraste con las microestructuras transformadas a partir de austenita
recristalizada, bajo estas bajas velocidades de enfriamiento, los listones BF paralelos ya no
existen en las microestructuras transformadas de austenita deformada.
Con velocidades de enfriamiento entre 5 ~ 20℃ 𝑠⁄ (Figura 31(c - e)), el artífice del estudio
encontró que las microestructuras transformadas consisten principalmente en listones ferrita
acicular (AF), junto con una pequeña fracción de granos de PF / QF. Aumentando aún más
la velocidad de enfriamiento a 50℃ 𝑠⁄ , observó morfología paralela del producto
transformado y se desarrollaron muchos listones a lo largo de todos los granos de austenita,
que es una microestructura dominante BF típica.
60
8. INFLUENCIA DE LOS ELEMENTOS ALEANTES Y LOS DIFERENTES
MICROCONSTITUYENTES
Otro aspecto importante que se debe tener en cuenta para conocer la microestructura final es
el efecto que tienen los diferentes elementos aleantes presentes en los aceros HSLA. Estos
elementos como parte de su composición química no son usuales en los aceros al carbono.
En función de los niveles de concentración; estos pueden encontrarse formando compuestos
como carburos, nitruros, óxido, sulfuros (inclusión), intermetálicos o en solución sólida.
Generalmente en los aceros microaleados se usa principalmente pequeñas cantidades de los
siguientes elementos: vanadio (V), titanio (Ti), y niobio (Nb) para mejorar las propiedades
mecánicas, debido a que estos elementos son los que producen los mayores cambios
microestructurales a través del control del tamaño de grano, del aumento en la densidad de
las dislocaciones y del endurecimiento por precipitación.
8.1. Niobio
Las pequeñas adiciones de niobio (hasta 0,05 porcentaje en peso) incrementan el esfuerzo de
fluencia por una combinación de endurecimiento por precipitación y refinamiento de grano.
El niobio es el elemento refinador de grano más efectivo debido a que el carburo de niobio
es más estable en la austenita. La menor solubilidad del carburo de niobio en la austenita
provee partículas de precipitado más estables que retardan el crecimiento de grano austenítico
al estar presentes en sus fronteras (Gómez, 2016).
Este efecto del niobio fue evaluado en un proceso de normalizado realizado por Camero,
Torres y Jiménez al tomar dos muestras de aceros microaleados21 con diferente composición
21 Composición del acero sin niobio (wt%): C: 0,15; Si: 0,17; Mn: 0,93; P: 0,011; S: 0,01; Cr: 0,008; Mo: 0,005;
Ni: 0,019; Cu: 0,008; Al: 0,078; Nb: 0,00
61
química, es decir, una contaba con 0,019 wt % de Nb mientras que la otra no contenía este
elemento. Por medio de Microscopia Electrónica de Transmisión - MET observaron en las
muestras con Nb, una estructura de subgranos equiaxiales característica de un acero
deformado, resaltando una alta densidad de dislocaciones en los límites y dentro de las celdas,
así como precipitados finos en los límites y asociados a las dislocaciones, mientras que en
las muestra sin Nb la densidad de dislocaciones resultó ser menor, como se muestra en la
figura 32.
Figura 32. Micrografías por MET de las muestras de acero después del proceso térmico: a)
b) Sin Nb y c) d) Con Nb.
Fuente: (Camero, Torres, & Jiménez, 2015)
En la figura 32 se distingue que los precipitados se asocian a los límites de grano y a las
dislocaciones, presentando morfologías globulares o redondas, los cuales corresponden a
Composición del acero con niobio (wt%): C: 0,13; Si: 0,20; Mn: 1,11; P: 0,010; S: 0,007; Cr: 0,015; Mo: 0,005;
Ni: 0,019; Cu: 0,009; Al: 0,062; Nb:0,019
62
carburos y/o nitruros de Nb. estos precipitados anclan los límites de grano inhibiendo su
crecimiento, lo cual se traduce en un aumento en la resistencia máxima a la tracción y
ductilidad del acero, asociado al refinamiento de grano y al endurecimiento por precipitación.
8.2. Vanadio
Al igual que el Niobio, el Vanadio incrementa la resistencia de los aceros HSLA por
endurecimiento por precipitación en la ferrita y refinamiento del tamaño de grano. La
diferencia radica en que el Vanadio es el elemento de microaleación que presenta mayor
solubilidad a las temperaturas de los tratamientos convencionales. Los carbonitruros de
Vanadio son de tamaños relativamente pequeños y coherentes con la matriz, y endurece la
matriz por precipitación a temperaturas más bajas de como lo hacen el resto de microaleantes.
El estudio realizado por Fernández y otros (2010), comprobó que debido a la facilidad que
tiene el vanadio de nuclear a bajas temperaturas, facilita la creación de la ferrita acicular que
nuclea intragranularmente en las inclusiones no metálicas presentes en el acero, acorde a lo
ilustrado en la figura 33.
Figura 33. Fracción de volumen de ferrita acicular para los diferentes aceros tratados
térmicamente.
63
Fuente: (Illescas, Fernández, Asensio, Soto, & Guilemany, 2010)
En la figura 33 se puede comprobar el efecto del contenido de vanadio en los dos aceros
tratados por los autores, el acero (V+Nb) con 0,26%V y el acero (V) con 0,51%V, este último,
por su alto contenido en ferrita acicular, presentó una tenacidad mejorada, junto con valores
bajos de dureza y resistencia a la tracción. Cabe anotar que este efecto del vanadio se sigue
manteniendo independientemente de la temperatura donde se realizó el tratamiento.
García Riesco (2015) mostró cómo el Nb y el V afectan la microestructura de aceros de bajo
contenido de carbono luego de ser sometido a procesos termomecánicos y enfriamientos
lentos. El autor comparó varios aceros con diferentes composiciones C-Mn-V22, C-Mn-Nb23
y C-Mn-V-Ti24. Encontró que la presencia de vanadio produce un efecto alfágeno mayor que
el Nb, favoreciéndose en el acero con composición C-Mn-V, donde hubo transformaciones
a ferrita poligonal, en contraste, en el acero microaleado con niobio, se observó formación
de bainita. Las microestructuras correspondientes a estos enfriamientos se muestran en la
figura 34.
22 Composición C-Mn-Vl (wt%): C: 0,079; Si: 0,22; Mn: 1,14; V: 0,042; Cu: 0,43; Nb: 0; Al: 0; Ti: 0,002
Composición C-Mn-V2 (wt%): C: 0,100; Si: 0,26; Mn: 1,21; V: 0,040; Cu: 0; Nb: 0; Al: 0,003; Ti: 0,002
23 Composición C-Mn-Nb1 (wt%): C: 0,100; Si: 0,26; Mn: 1,21; V: 0,040; Cu: 0; Nb: 0; Al: 0,003; Ti: 0,002
Composición C-Mn-Nb2 (wt%): C: 0,100; Si: 0,26; Mn: 1,21; V: 0,040; Cu: 0; Nb: 0; Al: 0,003; Ti: 0,002
Composición C-Mn-Nb3 (wt%): C: 0,100; Si: 0,26; Mn: 1,21; V: 0,040; Cu: 0; Nb: 0; Al: 0,003; Ti: 0,002
24 Composición C-Mn-V-Ti (wt%): C: 0,110; Si: 0,24; Mn: 1,35; V: 0,050; Cu: 0,42; Nb: 0 Al: 0,002; Ti: 0,020
64
Figura 34. Microestructuras obtenidas para enfriamientos lentos. Efecto de la composición
química C-Mn-Nb3 vs C-Mn-V1.
Fuente: (Riesco, 2015)
Para una misma velocidad de enfriamiento, la fracción de ferrita que se forma en el acero
microaleado con V es mayor que en los aceros microaleados con Nb. Por otro lado, también
se observa un afino en el tamaño de grano de ferrita, especialmente a las velocidades más
lentas. Esto indica que el vanadio está promoviendo un aumento en la densidad de nucleación
de los granos de ferrita.
8.3. Titanio
Este elemento de aleación además de proveer endurecimiento por precipitación, ofrece
control en la formación de sulfuros. Pequeñas adiciones de este elemento limitan el
65
crecimiento de grano austenítico, mientras que el endurecimiento por carburos se ve afectado
con variaciones en el contenido del oxígeno, nitrógeno y azufre.
Entre los elementos microaleantes, el titanio puede ser denominado, como un elemento de
aleación de múltiples propósitos. El gran número de funciones de rendimiento del titanio en
el acero se muestra en la tabla 4.
Tabla 4. Efecto del titanio sobre la microestructura de los aceros microaleados.
Estado de Ti Efecto de la estructura/ propiedades
[Ti]y, disuelto en Y → Retarda la transformación Y/a
Ti como TiN → refinamiento de grano en Y
Ti como TiC → retardo de recristalización
Ti como TiC en a → endurecido por precipitado
Ti como TiN, TiC → ferrita libre de intersticiales
Ti como Ti4C2S2 → control de forma del sulfuro
Fuente: (Gómez, 2016)
El Ti cuando se disuelve en la austenita, provoca un retardo sustancial de la transformación
austenítica. Porcentajes menores de Ti son suficientes para unirse al nitrógeno en el acero y
garantizar resistencia al envejecimiento. En caso de un ajuste estequiométrico de las
concentraciones, los nitruros de titanio son finamente dispersados y capaces de reducir el
tamaño de grano de la austenita. En rangos de temperatura de austenización, los precipitados
de carburo inducidos por deformación, similar a los carburos de niobio, causan un retardo en
la recristalización. Similar al Nb, una fina dispersión de carburos de titanio en la ferrita resulta
en un endurecimiento por precipitación. Un acero de bajo contenido de carbono laminado en
caliente es usado como ejemplo para mostrar el efecto multifacético del titanio. Conforme se
66
incrementa el porcentaje de aleación, el titanio toma sus funciones mencionadas
anteriormente.
Si bien es cierto, que la sola adición de Nb, V y Ti generan cambios significativos en los
aceros HSLA, se suele usar la combinación de 2 o incluso los tres elementos en los aceros,
debido a la buena combinación entre ellos se obtienen mejores propiedades mecánicas. Wen
Mei (2016) evaluó la interacción de estos tres elementos aleantes en la formación de
diferentes precipitados a través de microscopía electrónica de transmisión y espectrometría
por dispersión de energía EDS. La figura 35 muestra estos resultados.
Figura 35. Imágenes de los precipitados y resultados de EDS. (a) y (d) Precipitado
cuboidal, (b) y (e) Precipitado esférico, (c) y (f) Precipitado fino.
Fuente: (Wen, Mei, Jiang, Zhang, & Liu, 2016)
El análisis microestructural reveló la presencia de tres tipos de precipitados: precipitados con
forma cuboidal, precipitados con forma esférica y precipitados finos. La mayoría de los
precipitados son carburos tipo dúplex. Lo que cambia de un precipitado a otro adicional de
la forma, son las relaciones estequiométricas de ellos.
67
De igual modo, existen otros elementos que pueden ser utilizados como microaleantes, como
es el caso del molibdeno (Mo) y el cobre (Cu). El molibdeno es utilizado en aceros laminados
para mejorar endurecimiento cuando se desean productos de transformación diferentes a la
ferrita y perlita, además, incrementa la solubilidad del niobio en la austenita, por lo tanto,
mejoran la precipitación de NbC o NbN en la ferrita, incrementando el efecto de
endurecimiento por precipitación de Nb.
Gorka Larzabal en 2017 estudio el efecto de los parámetros de laminación y post-tratamiento
térmico en la mejora de propiedades mecánicas en aceros microaleados. Utilizó un acero al
NbMo25 y un acero al TiMo26 y aplicó un proceso de producción de chapa laminada en
caliente y un proceso térmico posterior, el cual se describe en la figura 36.
Figura 36. Esquema del proceso aplicados a los aceros al NbMo y al TiMo.
Fuente: (Primo, 2017)
25 Composición del acero NbMo (wt%): C: 0,049; Si: 0,21; Mn: 1,60; P: 0,019; S: 0,007 Mo: 0,20; Al: 0,020
Nb:0,035; Ti: 0,00; N: 0,0070 26 Composición del acero TiMo (wt%): C: 0;048; Si: 0;20; Mn: 1;61; P: 0;020; S: 0;006 Mo: 0,20; Al: 0,020
Nb:0,00; Ti: 0;090; N: 0;0040
68
El autor empleo un rango de temperaturas de laminado entre 500 y 700℃, para luego enfriar
el material hasta temperatura ambiente. Luego del proceso, Gorka Larzabal observó mediante
microscopia óptica la microestructura resultante de los dos materiales utilizados, encontrando
que para el acero al NbMo a temperatura de laminado de 700℃, se obtiene una
microestructura de ferrita poligonal (FP) junto con perlita degenerada (PD), mostradas en la
Figura 37a y b. La Figura 37c y d muestra la microestructura compuesta por ferrita
quasipoligonal (FQ) y granular (FG), con presencia de islas de martensita (MA) como fase
secundaria para la temperatura de bobinado intermedia de 600℃ . Por último, las muestras
bobinadas a 500℃ mostraron una microestructura muy similar (mismas fases y tamaño de
grano similar) a la obtenida a la temperatura de bobinado de 600℃, pero en este caso, no se
distinguen islas MA en la microestructura, como se muestra en la figura 37e y f.
69
Figura 37. Microestructuras del acero NbMo a las temperaturas de bobinado de (a y b)
700, (c y d) 600 y (e y f) 500 °C.
Fuente: (Primo, 2017)
En cuanto al acero al TiMo, las muestras bobinadas a 700 °C al igual que el caso anterior, presentó
una microestructura compuesta por PF, DP e islas MA. A la temperatura de bobinado intermedia de
600 °C, la matriz se compone de una mezcla de PF, QF y GF. Por último, a la temperatura de bobinado
de 500 °C, la microestructura está formada únicamente por QF y GF. La figura 38 muestra las
microestructuras alcanzadas para cada caso.
70
Figura 38. Microestructuras del acero TiMo a las temperaturas de bobinado de (a y b) 700,
(c y d) 600 y (e y f) 500 °C.
Fuente: (Primo, 2017)
Los aceros al NbMo y al TiMo (figura 37 y figura 38, respectivamente) presentaron
microestructuras finas y a las temperaturas de bobinado más bajas (500 y 600 °C), fases con una
morfología más bainítica. Ello se debe a que el Mo en solución sólida impide el movimiento de las
dislocaciones en la austenita, retrasando las cinéticas de restauración, lo que favorece la obtención de
microestructuras más finas. Además, reduce la temperatura de inicio de transformación, lo que
promueve la formación de fases más complejas.
71
Igualmente, M. P. Phaniraj et al (2017), investigaron el comportamiento de un acero microaleado con
Ti, Mo y Cu laminado en caliente y enfriado por interrupción. Se usaron 3 aceros microaleados:
acero al TiMo27, acero al 1,7Cu28 y acero al 1,7CuTiMo29. Los aceros se fundieron por
inducción, se forjaron y laminaron en caliente hasta obtener un espesor de 15 mm. Las placas
se calentaron luego a 1250°C y se mantuvieron durante 30 minutos para disolver cualquier
precipitado y luego se laminaron hasta una reducción del 75 % a 900°C. Después de enrollar,
las muestras se enfriaron primero con aire a 650°C y se mantuvieron durante 5 minutos,
seguido de enfriamiento con aire a 500°C donde se mantuvieron durante 60 minutos y luego
se enfriaron en el horno hasta la temperatura ambiente.
Los autores hicieron un análisis microestructural donde observaron que todos los aceros
consistían principalmente en ferrita poligonal (figura 39a – C) y algo de perlita. El tamaño
de grano de ferrita de 1,7 Cu en la Figura 39(c) es de 16 μm, mientras que TiMo y 1,7 CuTiMo
tienen un tamaño de grano relativamente más fino de 12 μm como se muestra en la Figura
39(a, b). También observaron que los precipitados de cobre aparecen como formas circulares
con un contraste más oscuro en la imagen de campo brillante de 1,7 Cu (figura 40(a)). El
análisis microestructural mostró que el tamaño de los precipitados de cobre estaba en el rango
de 6 a 23 nm y el tamaño promedio fue de aproximadamente 9 nm. La figura 39(b) es una
micrografía de TEM de los precipitados de carburo extraídos de TiMo. Además, los
precipitados de carburo tenían formas con diferentes relaciones de aspecto que iban desde
esféricas hasta cilíndricas. El tamaño de los precipitados fue informado por los presentes
autores en el rango de 2 a 8 nm y un tamaño promedio de aproximadamente 4 nm. También
27 Composición(wt%): C: 0,07; Mn: 1,34; Si: 0,32; Mo: 0,2; Ti: 0,09; Cu: 0,00; Al:0,04 28 Composición(wt%): C: 0,06; Mn: 1,50; Si: 0,32; Mo: 0,0; Ti: 0,00; Cu: 1,69; Al:0,04 29 Composición(wt%): C: 0,07; Mn: 1,54; Si: 0,33; Mo: 0,21; Ti: 0,12; Cu: 1,72; Al:0,03
72
confirmaron, basándose en el análisis de la composición y los resultados de difracción de
electrones, que los precipitados eran carburos de (Ti, Mo) C cúbicos centrado en las caras.
La figura 40 muestra los nanoprecipitados en la lámina de 1.7 Cu.
Figura 39. Micrografías SEM de los aceros después de laminado en caliente y enfriamiento
interrumpido: a TiMo, b1.7 CuTiMo, c 1.7 Cu.
Fuente: (Phaniraj, Shin, Jung, Kim, & Choi, 2017)
73
Figura 40. a) Imagen de campo brillante de una lámina de 1,7 Cu que muestra precipitados
de cobre. b) El carburo extraído precipita de TiMo. c) A partir de una lámina de 1.7
CuTiMo que muestra tanto carburos como precipitados de Cu.
Fuente: (Phaniraj, Shin, Jung, Kim, & Choi, 2017)
Con la adición de Ti, Mo y Cu y la aparición de precipitados gracias a estos elementos, las
propiedades mecánicas aumentaron. El límite elástico (YS), la resistencia a la tracción (UTS)
y el % de alargamiento para los aceros medidos por medio de ensayos de tensión se presentan
en la tabla 5. Se puede observar que el límite elástico aumenta en ~ 70% después de la adición
con cobre y con la adición de Ti-Mo aumenta ~ 185%.
74
Tabla 5. Propiedades mecánicas de los tres aceros microaleados medidos a partir de ensayos
de tensión.
ACERO YS(MPa) UTS(MPa) %alargamiento
TiMo 452 567 15,2
1.7 Cu 642 770 16,6
1.7CuTiMo 695 840 11,6
Fuente: (Phaniraj, Shin, Jung, Kim, & Choi, 2017)
8.4. Carburos, Nitruros e Impurezas
Al comparar las soluciones de los carburos y nitruros, se encuentra que los nitruros tienen
una menor solubilidad, lo cual es ventajoso. Para una cantidad dada de elementos
microaleantes la precipitación de nitruros producirá una mayor fracción en volumen y una
mayor estabilidad de partículas que la producida por carburos. Esto es cierto sobre todo para
el titanio y el vanadio. Por lo tanto, en aceros microaleados con titanio o vanadio, el nitrógeno
puede ser considerable como un valioso elemento de aleación. Las partículas de Nitruro de
titanio (TiN) son muy estables y precipitan en forma muy fina y uniformemente dispersas
con lo cual evitan que crezca la austenita, esto si se cumple con una correcta ruta de
procesamiento. Por otra parte, las partículas de Nitruro de Vanadio (VN) son más pequeñas
y, por lo tanto, más efectivas que las del Carburo de Vanadio (VC). Por consecuencia el
endurecimiento deseado por precipitación puede ser logrado con una menor adición de
vanadio que de titanio.
75
9. CONCLUSIONES
En este trabajo, se observó el efecto que tienen los diferentes tipos de tratamientos térmicos
y elementos aleantes sobre la microestructura y las propiedades mecánicas de los aceros
HSLA. Se resaltan las siguientes conclusiones:
➢ En el recocido y normalizado, que presentan las velocidades de enfriamiento más
bajas, se obtienen las fases típicas de los aceros bajos al carbono, que son ferrita y
perlita, a medida que se aumenta la velocidad de enfriamiento, aparecen fases
metaestables, tales como la bainita y martensita, que se obtienen en tratamientos tales
como el temple, este tipo de microestructura genera un aumento en las propiedades
mecánicas, como son el esfuerzo de fluencia, esfuerzo último y la dureza.
➢ La variación de los parámetros de los tratamientos, tales como el enfriamiento por
etapas, presentaron una microestructura dúplex constituida por ferrita y martensita,
además se observó que estos tratamientos obtienen una mejor relación en las
propiedades mecánicas.
➢ Se encontró que los elementos aleantes promueven la creación de precipitados tales
como carburos, nitruro y otros, los cuales actúan de distinta forma y mejoran
sustancialmente la resistencia del acero, los precipitados de menor tamaño actúan
como freno para el movimiento de las dislocaciones mientras que las de mayor
tamaño impiden el crecimiento de grano.
76
10. BIBLIOGRAFÍA
Aguilar, S., Guzmán, R., Pedroza, C., Garza, G., Jiménez, Á., & Guajardo, S. (2015). Efecto
del tratamiento térmico sobre las propiedades mecánicas y microestructura de un
acero para tubería API 5CT J55.
Alonso, D. D., & Moreno, A. G. (2017). caracterización microestructural de un acero de
bajo carbono y contenido de manganeso cercanos al 1.5%, templado a temperaturas
intercríticas y revenido. Bogotá.
Cabrera, B. C., David, W., Castillo, B. M., & Alejandro, D. (2016). caracterización
microestructural y de propiedades mecánicas en aceros de alta resistencia obtenidos
por laminación en caliente y con tratamiento térmico de revenido.
Callister, W. D. (2010). Introducción a la Ciencia e Ingeniería de los materiales. Utad.
Camero, S., Torres, G., & Jiménez, H. (2015). Efecto del Niobio sobre el Comportamiento
de Precipitación y Propiedades Mecánicas de un Acero de Bajo Carbono.
Chen, C.-Y., & Liao, M.-H. (2020). Synergistic effects of carbon content and Ti/Mo ratio on
precipitation behavior of HSLA steel: Insights from experiment and critical patent
analysis.
D. Mukherjee, U. T. (2019). Imposed thermal gradients and resultant residual stresses:
physical and numerical simulations.
Dhua, S., & Sen, S. (2011). Effect of direct quenching on the microstructure and mechanical
properties of the lean-chemistry HSLA-100 steel plates.
Espinosa, A. P. (2018). Predicción de transformaciones de fases en aceros enfocada a la
mejora de modelos termomecánicos. México.
Fang, C. (2011). Annealing And Precipitation Behavior During Batch Annealing Of Hsla
Steels.
Fernández, I., & Silvia. (2007). Estudio del Efecto de los Elementos Microaleantes en un
Acero HSLA . España.
Gómez, F. J. (2016). procesos termomecánicos y precipitación en un acero hsla. nicaragua.
Gordo, A. G., & Piris, N. M. (2012). Ciencia de materiales para ingenieros. Madrid: Pearson
Educación S.A.
Groover, M. P. (2007). Fundamentos de manufactura moderna. México, D. F: The McGraw-
Hill.
77
Guo, Y. B., Sui, G. F., Liu, Y. C., Chen, Y., & Zhang, D. T. (2014). Phase transformation
mechanism of low- carbon high strength low alloy steel upon continuous cooling.
Illescas, S., Fernández, J., Asensio, J., Soto, M. S., & Guilemany, J. (2010). Estudio de las
propiedades mecánicas de aceros HSLAde bajo contenido en carbono.
JiméNez, Y. C. (2015). análisis ultrasónico y microestructural del acero astm a 588, tratado
térmicamente por medio de temple a temperaturas de 900ºc, 950ºc y 1000ºc.
Kalpakjian, S., & Schmid, S. (2008). Manufactura, ingeniería y tecnología. México:
PEARSON Educación.
Kodur, V. K., & Aziz, E. M. (2015). Effect of temperature on creep in ASTM A572 high-
strength low-alloy steels.
Li, X., Liu, Y., Gan, K., Dong, J., & Liu, C. (2020). Acquiring a low yield ratio well
synchronized with enhanced strength of HSLA pipeline steels through adjusting
multiple-phase microstructures. doi:https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.139350
Li, X., Shi, L., Liu, Y., Gan, K., & Liu, C. (2020). Achieving a desirable combination of
mechanical properties in HSLA steel.
Liu, Y., Shi, L., Liu, C., Yu, L., Yan, Z., & Li, H. (2016). Effect of step quenching on
microstructures and mechanical properties of HSLA steel.
Liu, Z. (2016). Microstructural characterization and recrystallization kinetics modeling oh
annealing cold-rolled vanadium microallyed hsla steels.
Londoño, J. P., & Alarcón, L. D. (2017). Influencia del tratamiento térmico de revenido en
la energía absorbida de un acero astm a572 templado desde una temperatura
intercrítica de 770 °c. Bogotá D.C.
Mahecha, J. C. (julio de 2014). Análisis ultrasónico y microestructural del acero ASTM a572
grado 50, tratado térmicamente por temple a temperaturas 900°C, 950°C y 1000°C.
Bogotá.
Niehuesbernd, J., Bruder, E., & Müller, C. (2017). Impact of the heating rate on the
annealing behavior and resulting mechanical properties of UFG HSLA steel.
Ohaeri, E., Omale, J., Rahman, K. M., & Szpunar, J. (2020). Effect of post-processing
annealing treatments on microstructure development and hydrogen embrittlement in
API 5L X70 pipeline steel.
Oliveira, A. P., & Gonzalez, B. M. (2020). The engineering behind the mechanical properties
enhancement on HSLA steels, microalloyed with niobium: Effects of boron and
titanium.
78
Pereloma, E., & Edmonds, D. V. (2013). Phase transformations in steels Volume 2:
Diffusionless transformations, high strength steels, modelling and advanced
analytical techniques.
Phaniraj, M. P., Shin, Y.-M., Jung, W.-S., Kim, M.-H., & Choi, I.-S. (2017). Understanding
dual precipitation strengthening in ultra-high strength low carbon steel containing
nano-sized copper precipitates and carbides.
Piris, N. M., & Güemes, A. (2012). Ciencia de materiales para ingenieros. Madrid-España.
Primo, G. L. (2017). Efecto de los parámetros de laminación y post-tratamiento térmico por
inducción en la mejora de propiedades mecánicas de aceros microaleados. San
Sebastián.
Riesco, P. M. (2015). Transformaciones de fase en aceros de bajo contenido en C
microaleados con Nb y V. san sebastian.
Rodríguez, F. D., & Solís, A. R. (2012). Aceros, Estructuras Y Tratamientos Térmicos.
México.
Ruiz, W. G. (2019). Uso de las Normas ASTM en Corporación aceros Arequipa S.A.
Obtenido de Arequipa S.A.
S., I., Fernández, & J.M., G. (2009). Kinetic analysis of the austenitic grain growth in HSLA
steel with a low carbon content.
Tang, H., Chen, X., Wang, Z., Zuo, L., Yang, M., & Cao, Y. (2020). Effects of direct-
quenching and tempering on the microstructure and mechanical properties of an
ultra-low carbon Ti containing bainite steel.
Tian, Y., Wang, H., Xu, X., Wang, Z., Misra, R., & Wang, G. (2020).
The Impact of Isothermal Treatment on the
Microstructural Evolution and the Precipitation
Behavior in High Strength Linepipe Steel.
Timokhina, I. B., Hodgson, P. D., Ringer, S. P., Zheng, R. K., & Pereloma, E. V. (2011).
Application of advanced analytical techniques to study structure–property
relationship of hot rolled high strength low alloy steel.
Villalobos, J. C., Barquera, S. S., & Campillo, B. (2013). Efecto Del Revenido Sobre
Propiedades Mecánicas De Dos Aceros Microaleados.
Wang, S., Yu, H., Zhou, T., & Wang, L. (2018). Synergetic Effects of Ferrite Content and
Tempering Temperature on Mechanical Properties of a 960 MPa Grade HSLA Steel.
79
Wen, X.-l., Mei, Z., Jiang, B., Zhang, L.-c., & Liu, Y.-z. (2016). Effect of normalizing
temperature on microstructure and mechanical properties of a Nb-V microalloyed
large forging steel.
Xiaohui Xi, Jinliang Wang, Liqing Chen, & Zhaodong Wang. (2019). Tailoring Mechanical
Properties of a Low Carbon Cu-Containing Structural Steel by Two-Step
Intercritical Heat Treatment.
Zhao, H., Palmiere, & Eric, J. (2019). Influence of cooling rate on the grain-refining effect
of austenite deformation in a HSLA steel.
Zhao, S., Chen, K., Wuqikun, Y., Chen, X., & Wang, Z. (2019). Effect of Heat Treatment on
Microstructure and Mechanical properties of high strength low alloy (HSLA) steel.
