Universidad de la Habana Instituto de Ciencia y Tecnología de Materiales

Caracterización de las propiedades mecanicas del Acero AC 3131 con temple y revenido.

Tesis Presentada en Opción al Título de Master, en Ciencia y Tecnología de Materiales. Mención Metales.

Resumen
Contexto: El presente trabajo forma parte de un proyecto de investigación y desarrollo para diversificar el uso del acero AC 3131. El proyecto surge debido a la necesidad de sustituir las importaciones de aceros de baja aleación que se utilizan para la fabricación de equipos y accesorios para maquinarias agrícolas, piezas y herramientas. Objetivo: El objetivo principal de la investigación es caracterizar las propiedades mecanicas del acero a partir de diferentes regímenes de temple y revenido; entendiendo por esto, la obtención de la curva de dureza en función de la temperatura de revenido, así como las curvas de tenacidad y resistencia a la tracción. Materiales y métodos: Durante la experimentación fueron revenidas 156 probetas, austenizadas a 850 ºC durante 30 minutos y templadas en aceite, para los ensayos de dureza, tracción e impacto. Los parametros temperatura de calentamiento y tiempo de permanencia se fijaron atendiendo a la composición del acero, la forma y el tamaño de las probetas. Resultados: La curva de dureza disminuye conla temperatura de revenido de forma continua; revenidos a medias y altas temperatura no originan endurecimiento secundario. El acero es susceptible a la fragilidad de revenido. Conclusiones: La dureza se puede estimar, para temperaturas de revenido por encima de los 200 ºC y tiempos no muy cortos, utilizando el parametro de Hollomon. Deben evitarse revenidos alrededor de 300 ºC, mientras que, revenidos próximos a 450 ºC deben efectuarse con enfriamiento rapido.

Agradecimientos
En primer lugar me gustaría dar las gracias a mis tutores de tesis, Arturo Jénez Senior y Nilda Caballero Stevens. A Arturo por haber sido como un padre, por sus enseñanzas, su constante apoyo y aliento durante la elaboración de esta tesis. A Nilda por su disposición y confianza, por su valiosa ayuda y por su esfuerzo y buenos consejos. A mis amigos, con quienes siempre se puede contar. A mis compañeros de la Unidad Docente Metalúrgica, por su animo y colaboración. A mis compañeros del Departamento Técnico de Acería, con quienes siempre se aprende algo nuevo. Por último, pero no en último lugar, quiero agradecerle a mi familia su amor, su dedicación, su comprensión… Ellos son quienes me soportan día a día animandome como nadie. Esta tesis no habría sido posible sin su ayuda y saber hacer. A todos, Gracias.

Índice
Introducción………………………………………………………………………………. Capítulo 1 Comportamiento de las propiedades mecanicas de los aceros de baja aleación en condiciones de temple yrevenido………………………….. 1.1 Martensita……………………………………………………………….. 1.2 Revenido de la martensita…………………………………………….. 1.3 Influencia de la composición………………………………………….. 1.4 Efecto de la temperatura y el tiempo de revenido………………….. Capítulo 2 Técnicas experimentales empleadas en la caracterización de las propiedades mecanicas del acero AC 3131…………………… 2.1 Clasificación del acero…………………………………………………. 2.2 Tratamientos térmicos…………………………………………………. 2.2.1 Diseño del experimento…………………………………………. 2.3 Metalografía…………………………………………………………….. 2.4 Propiedades y ensayos mecanicos………………………………… Capítulo 3 Comportamiento de las propiedades mecanicas del acero AC 3131 con diferentes tratamiento térmico……………………………………….. 3.1 Comportamiento de la dureza con el normalizado…………………. 3.2 Comportamiento de la dureza con el recocido…..………………….. 3.3 Comportamiento de la dureza con el temple……………………… 3.4 Comportamiento de la dureza, la resistencia a la tracción y la tenacidad con el revenido…………………………………………….. 3.4.1 Descripción de la microestructura……………………………… 3.4.2 Comportamiento de la dureza………………………………… 3.4.3 Resistencia a la tracción………………………………………… 3.4.4 Tenacidad…………………………………………………………. 3.5 Analisis de los resultados……………………………………………… Conclusiones…………………………………………………………………………… Recomendaciones…………………………………………………………………….. Referencias.………………………………………………………………………………. Bibliografía……………………………………………………………………………… 1 5 5 8 11 18 23 23 25 27 29 31 33 33 35 37 39 39 42 47 49 51 55 56 57 59
Introducción
A inicios de la década de los años 1990 se plantea la necesidad de sustituir las importaciones de aceros para la fabricación de piezas de las combinadas cañeras KTP. En este contexto se produce por primera vez en Cuba un acero de baja aleación que contiene cromo, manganeso, silicio y níquel. A pesar que se encuentran similares del material en otras normas, se considera de nuevo tipo debido a pequeñas variaciones en su composición química y tomando en consideración su fabricación con sínter de níquel cubano en las condiciones de la empresa siderúrgica Antillana de Acero. En principio, el metal adquiere las designaciones Nuevo Acero Cubano, Cr-Mn-Si-Ni, entre otras. Posteriormente, el acero es empleado exitosamente en la fabricación de segmentos de corte inferior y cuchillas para el picador de las combinadas cañeras. El rendimiento obtenido en las pruebas de campo realizadas en cinco empresas azucareras del occidente, centro y oriente del país, triplicó los resultados que anteriormente se alcanzaban con aceros importados. Hasta este momento se realizan en la Oficina Cubana de la Propiedad Industrial los tramites pertinentes al registro de la marca. En tanto se oficialice esta gestión, para designar el acero se puede utilizar el término AC 3131, de acuerdo con la propuesta solicitada y según el sistema norteamericano de designación de aceros AISI-SAE. Actualmente existe en el país una gran demanda de aceros de baja aleación, no solo para la fabricación depiezas de combinadas cañeras, sino también para la elaboración de otros equipos y accesorios para maquinarias agrícolas, piezas y herramientas en sentido general. Tan solo satisfacer la necesidad de acero para cuchillas, implica importar un volumen de 250 toneladas de acero 27MnCrB5 por un monto mayor a los 300 mil euros. Estas cifras se incrementan notablemente si se incluyen el resto de las necesidades.

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La intención de sustituir las importaciones de aceros de baja aleación se concreta en un proyecto1 de investigación y desarrollo para diversificar el uso del acero AC 3131. Esto conlleva a realizar un estudio teórico-practico acabado del material desde el punto de vista del conocimiento de sus propiedades, así como de la comprensión de las tecnologías para la obtención del metal, de sus formas y propiedades. El cumplimiento de una de las tareas del proyecto constituye un marco propicio para la realización de una tesis de maestría por parte del autor. Se entiende por diversificar el uso del acero, ampliar su campo aplicación mas alla de los segmentos de corte inferior y la cuchilla del picador de las combinadas cañeras, o sea, utilizar el mismo en aplicaciones que requieren aceros con propiedades mecanicas similares o superiores a las que ofrecen los aceros que en la actualidad se emplean en la fabricación de guatacas, barretas, herramientas de mano, machetes, entre otros. Se conoce que los aceros de baja aleación son templados para obtener martensita,que es la fase que produce la dureza y resistencia mas altas en los aceros, y luego revenidos para mejorar su tenacidad y en algunos casos su resistencia, así como para eliminar las tensiones presentes en el acero templado. Los elementos de aleación presentes en este tipo de acero incrementan la templabilidad y mejoran las propiedades mecanicas después del temple y revenido. Todos estos factores argumentan la practica de temple y revenido en el acero AC 3131 para obtener las propiedades mecanicas requeridas por las aplicaciones antes mencionadas. Para conocer la amplia variedad de microestructuras y propiedades mecanicas que se obtienen con el revenido de los aceros de baja aleación, y en particular del acero AC 3131 es necesario estudiar la influencia de varios regímenes de revenido, ya que la temperatura y el tiempo intervienen en la cantidad de austenita residual, en la solubilidad de la ferrita y en la difusión del carbono y de los elementos de aleación necesarios para la formación de carburos.
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El proyecto Diversificación del Uso de Nuevo Acero Cubano forma parte del Programa Nacional “Nuevos Materiales y Materiales de Avanzada” propuesto por el Ministerio de Ciencia Tecnología y Medio Ambiente. Se organiza en la Unidad Docente Metalúrgica y tiene por institución rectora al Instituto de Ciencia y Tecnología de Materiales de la Universidad de La Habana.

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Los experimentos de temple y revenido son conjuntamente necesarios para determinar si alcambiar ligeramente las condiciones de temperatura y tiempo de los hornos industriales2 destinados para tratamiento térmico, varía la estabilidad de las propiedades mecanicas del acero. Diseño metodológico de la investigación [1] La situación planteada con anterioridad evidencia el siguiente problema de la investigación: es necesario conocer el comportamiento de las propiedades mecanicas que se obtienen mediante diferentes regímenes de temple y revenido para, de acuerdo con la intención del proyecto Diversificación del Uso de Nuevo Acero Cubano, utilizar el acero AC 3131 en aplicaciones que requieren aceros con propiedades mecanicas similares o superiores a las que ofrecen los aceros que en la actualidad se emplean en la fabricación de equipos y accesorios para maquinarias agrícolas, piezas y herramientas en sentido general. En la búsqueda de una solución a este problema se define como objeto de estudio el proceso de obtención de propiedades mediante tratamiento térmico. Tomando en consideración la situación problematica que se plantea anteriormente y atendiendo al conocimiento preliminar acerca de los aceros de baja aleación, este trabajo tiene como objetivo caracterizar las propiedades mecanicas del acero AC 3131 a partir de diferentes regímenes de temple y revenido; entendiendo por esto, la obtención de la curva de dureza en función de la temperatura de revenido, así como las curvas de tenacidad y resistencia a la tracción. Estos resultados indicaran si elacero se puede utilizar o no en una aplicación dada. En caso afirmativo, se podra definir el régimen de tratamiento térmico adecuado. A partir de este objetivo se define como campo de acción el comportamiento estructurapropiedades mecanicas de los aceros de baja aleación en condiciones de temple y revenido.
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En los hornos industriales, a pesar que las fluctuaciones de temperatura son mucho mas lentas en comparación con los hornos de laboratorio, el intervalo de temperaturas de trabajo es mayor, lo que puede significar un cambio en las condiciones del proceso.

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La hipótesis que se defiende se formula seguidamente: si la dureza, la tenacidad y la resistencia a la tracción, se determinan en un rango adecuado de temperaturas y tiempos de tratamiento térmico, se pueden obtener las curvas que caracterizan dichas propiedades y que permite valorar la utilización del acero en otras aplicaciones. Los objetivos específicos que se persiguen durante el transcurso de la investigación se listan a continuación. 1) Establecer experimentalmente los parametros de tratamiento térmico que permitan preparar la estructura del acero para el temple y revenido posterior. 2) Obtener una expresión matematica de la dureza en función de la temperatura y el tiempo (del parametro de revenido de Hollomon) que permita predecir su comportamiento para cualquier régimen de tratamiento térmico en el entorno de los experimentos realizados. 3) Obtener expresiones matematicas que permitanestimar la resistencia a la tracción a partir de los resultados de dureza y del parametro de revenido de Hollomon. 4) Determinar experimentalmente si el acero tiene tendencia a la fragilidad de revenido o no.

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Capítulo 1 Propiedades mecanicas de los aceros de baja aleación en condiciones de temple y revenido.
La acción conjunta de la aleación y el tratamiento térmico es un procedimiento eficaz para elevar las características mecanicas del acero. Esto indica que las propiedades mecanicas dependen de la estructura y la composición. [2] Los aceros de baja aleación, por ejemplo, exhiben propiedades mecanicas superiores a los aceros al carbono simples, como resultado de la adición de elementos de aleación tales como níquel, cromo, molibdeno, etc. El contenido total de aleación puede variar desde 2 hasta 8 % aproximadamente. [3] El propósito principal de la adición de elementos aleantes al acero es incrementar la templabilidad, o sea, la capacidad de este para formar martensita durante el temple para optimizar propiedades mecanicas y tenacidad después del tratamiento térmico. [4] 1.1 MARTENSITA La mayoría de los aceros, incluyendo los aceros al carbono y los de baja aleación, son templados para producir cantidades controladas de martensita en la microestructura. Un temple exitoso usualmente significa obtener la microestructura, dureza, resistencia, o tenacidad requeridas, y minimizar los esfuerzos residuales, la deformación, y la posibilidad de fractura. Lamartensita es la fase que produce la dureza y resistencia mas altas en los aceros. [2] La martensita puede formarse solo si la transformación de la austenita controlada por difusión puede ser eliminada; en la practica, esto se logra por enfriamiento rapido. Sin embargo, tal enfriamiento introduce grandes tensiones superficiales que pueden causar agrietamiento. Por lo tanto, los aceros de contenido medio de carbono son aleados con elementos tales como níquel, cromo y molibdeno, los cuales hacen que se dificulten las transformaciones controladas por difusión. Como resultado, se puede formar martensita con enfriamientos mas lentos, por ejemplo en aceite. [4]

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La martensita generalmente es la microestructura que se desea obtener en aceros al carbono y aleados templados. El régimen de enfriamiento debe ser lo suficientemente rapido para evadir la nariz de la curva transformación-temperatura-tiempo (TTT) y obtener la cantidad maxima de martensita. Si el régimen de enfriamiento no es lo suficientemente rapido para evadir la nariz de la curva TTT, tendra lugar alguna transformación como la bainítica, la perlítica, o la ferrítica, con una correspondiente disminución de la cantidad de martensita formada y una disminución de la dureza de temple desarrollada. [5] Las temperaturas de transformación martensítica no son solamente función de la composición del acero (variable por descomposición o transformación anterior) sino también dependen de las circunstancias detratamiento térmico. Existen también factores que, aunque en menor medida, influyen sobre las curva TTT. Por ejemplo, el tamaño de grano austenítico y la temperatura de austenización desde la que se inicia el enfriamiento. [6] En general cualquier elemento que forme solución sólida con la austenita, bien sea de sustitución (Mn, Ni, Cr, etc.) o de inserción (Br, Ni, etc.), retrasa las transformaciones isotérmicas, tanto perlíticas como bainíticas. Parece lógico que así sea, ya que dichos elementos ejercen un efecto de barrera u obstrucción para la difusión del carbono; y, por tanto, los gérmenes de cementita (en la zona perlítica), o de ferrita (en la zona bainítica), tardaran mas tiempo en aparecer. El Mn y el Ni retrasan por igual la nariz perlítica y el mentón bainítico. Los elementos formadores de carburos (Cr, Mo, etc.), retrasan mas la transformación perlítica que la transformación bainítica. En los aceros poco aleados, las zonas perlítica y bainítica aparecen solapadas. [7] La elevación de la temperatura de austenización, así como la permanencia prolongada en estado austenítico, provocan un desplazamiento del diagrama TTT hacia la derecha, es decir, con mayores tiempos de incubación y transformación, porque la austenita se hace mas estable al liberarse de gérmenes de transformación. La figura 1.1 muestra esquematicamente como influyen los distintos elementos de aleación y las variables del tratamiento de austenización sobre las tres zonas, perlítica, bainítica ymartensítica. [6] 6


Fig. 1.1 Factores de transformación de la austenita. [6]

La presencia de pocos gérmenes, temperatura de austenización alta, etc., así como adiciones de manganeso, níquel, etc., desplazan la zona perlítica hacia la derecha, mientras que la adición de cromo, vanadio y molibdeno actúan separando las zonas perlítica y bainítica. Estos últimos tres elementos, formadores de carburos, son los principales responsables de la variación de forma del diagrama. [6] Temperaturas de temple bajas dejan mayor número de gérmenes de transformación y hacen que la austenita este en un estado muy transformable, principalmente si hay bastantes carburos (C > 0.9 %) y de forma particular si estos son carburos especiales muy estables, como consecuencia se desplaza el principio de la transformación hacia la izquierda, tiempos mas cortos. [6] En las transformaciones por nucleación y crecimiento, para una misma composición química, se inicia mas tardíamente la transformación de la austenita, cuanto mayor sea el tamaño de grano austenítico. Los gérmenes de cementita o de ferrita se forman preferentemente en las juntas de granos; por consiguiente, cuanto mas grande sea el diametro de grano austenítico y, por tanto, menor el número de juntas de grano existentes, mas tarde comenzaran las transformaciones en las zonas perlítica y bainítica y con mayor probabilidad se alcanza martensita. [7] 7


Puesto que mayores porcentajes de martensita implican mayores propiedadesde impacto y fatiga después del revenido, el régimen de enfriamiento en las piezas templadas debe ser lo suficientemente rapido, de forma tal que se produzca un alto porcentaje de martensita en las partes críticas de las piezas. La maxima dureza asequible en el acero depende casi exclusivamente de la concentración de carbono. La relación entre la concentración de carbono y el porcentaje de martensita se muestra en la figura 1.2, donde para iguales concentraciones de carbono, un mayor porcentaje de martensita se corresponde con mayores valores de dureza. [8]

Fig. 1.2 Relación de la dureza HRC con el contenido de carbono y el porcentaje de martensita. [8]

1.2 REVENIDO DE LA MARTENSITA Aunque la transformación martensítica es fundamental para el endurecimiento de los aceros, la mayoría de estos tienen que ser revenidos después de dicha transformación para mejorar su tenacidad y en algunos casos su resistencia, así como para eliminar las tensiones presentes en el acero templado. Dependiendo del tiempo y la temperatura, los tratamientos de revenido pueden producir una amplia variedad de microestructuras y propiedades mecanicas. [9]

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Las estructuras martensíticas de temple estan supersaturadas con respecto al carbono, tienen tensiones residuales, contienen una alta densidad de dislocaciones, tienen una gran area de frontera por unidad de volumen, y contiene austenita retenida. Todos estos factores hacen a las microestructuras martensíticas muyinestables y conducen a varias transformaciones de fase y cambios estructurales durante el revenido. [10] Las transformaciones que se desarrollan al calentar la martensita comprenden varias etapas, que a veces se solapan entre sí (véase la tabla 1.1). Los cambios mas importantes son un resultado de los fenómenos de precipitación y envejecimiento, los cuales son causados por la supersaturación de carbono, que van desde el agrupamiento de atomos de carbono y la precipitación de carburos de transición hasta la formación y esferoidización de la cementita. [11] La transformación martensítica termina en una fase ferrítica altamente saturada con carbono y con cualquier otro elemento aleante que permanezca fijo a las posiciones que ocupaba en la matriz austenítica. En el revenido, por lo tanto, hay una gran fuerza motriz para la precipitación. Como es usual con revenidos a temperaturas bajas los precipitados mas estables no son los primeros en aparecer. [12] La secuencia de revenido es generalmente α´ → α + carburo-ε o α + Fe3C, dependiendo de la temperatura de revenido. No se considera que el carburo-ε (Fe2.4C) se descompone directamente en Fe3C, sino que la transición solo ocurre después que el carburo-ε se disuelve. [7] Cuando estan presentes elementos formadores de carburos tales como Cr, Ti, Nb, V, W, o Mo, el precipitado mas estable puede ser un carburo aleado en vez de la cementita. Sin embargo, las adiciones de estos elementos ternarios estan disueltas sustitucionalmenteen la red ferrítica y son relativamente inmóviles en comparación con el carbono intersticial. [13]

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Tabla 1.1 Transformaciones durante el revenido de la martensita. [11]

Temperatura

Transformación Agrupamiento de dos o mas atomos de carbono en sitios octaédricos de martensita; segregación de atomos de carbono hacia las dislocaciones y las fronteras de granos. Agrupaciones de atomos de carbono modulados en los planos (102) de la martensita. Fase ordenada de periodo largo con atomos de carbono ordenados. Precipitación de carburos de transición como partículas alineadas de 2 nm de diametro. Transformación de la austenita retenida en ferrita y cementita. Formación de ferrita y cementita; desarrollo eventual de carburos bien esferoidizados en una matriz de granos de ferrita equiaxial. Segregación y cosegregación de impurezas y de elementos de aleación sustitucionales. Formación de carburos aleados en aceros con Cr, Mo, V y W. La mezcla y composición de los carburos puede cambiar significativamente con el tiempo.

Comentarios El agrupamiento esta asociado con largos picos difusos alrededor de los puntos fundamentales de la difracción de electrones de la martensita. Identificada por puntos satélites alrededor de los puntos de la difracción de electrones de la martensita. Identificada por los puntos de la superestructura en los patrones de difracción. Trabajos recientes identifican los carburos como η (ortorrómbicos, Fe2C); estudios anterioresidentificaron los carburos como ε (hexagonal, Fe2.4C). Asociada con la fragilización de la martensita revenida en aceros de bajo y medio carbono. Esta etapa parece ser iniciada por carburos-χ en aleaciones Fe-C de alto carbono. Responsable de la fragilidad de revenido. Los carburos aleados producen endurecimiento secundario y un marcado retardo del ablandamiento durante el revenido o la exposición a un largo tiempo de servicio, alrededor de 500 °C.

-40-100 ºC

20-100 ºC

60-80 ºC

100-200 ºC

200-350 ºC

250-700 ºC

350-550 ºC

500-700 ºC

La precipitación de estos carburos mas estables es por lo tanto precedida por la formación de carburo-ε y Fe3C los cuales pueden ocurrir solamente por difusión del carbono. Los elementos aleantes solo son incorporados en estos precipitados en proporción a su concentración total en la ferrita. [13]

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En términos generales, la influencia de los elementos aleantes en las propiedades mecanicas, durante el temple y el revenido, esta fuertemente relacionada con la afinidad que dichos elementos tienen con respecto al carbono. Este factor influye en la posibilidad de que los elementos aleantes sustituyan al hierro durante la formación de carburos en el proceso de revenido de los aceros. [12] Por otra parte, los carburos, una vez formados, pueden presentar una gran estabilidad y dificultar la disolución de los elementos aleantes en la austenita durante tratamientos térmicos posteriores, en los cuales se necesita quelos mismos precipiten durante los procesos de revenido. [13] La combinación de estos factores puede traer como consecuencia que con el aumento de los elementos aleantes se necesiten mayores temperaturas de revenido para aprovechar su efecto endurecedor durante el revenido del acero, y que a su vez, se necesiten temperaturas de austenización superiores para lograr una mayor disolución de los carburos que estén disponibles durante el revenido. La temperatura de austenización es un factor importante en los aceros con elementos aleantes formadores de carburos. [14] 1.3 INFLUENCIA DE LA COMPOSICIÓN La figura 1.3 muestra el rango de niveles de dureza que se obtiene por revenido a varias temperaturas en función del contenido de carbono del acero. Desde el punto de vista de las aplicaciones en ingeniería, las durezas mas altas estan asociadas con las microestructuras de carburos de transición producidas por revenido a 150 ºC. Estas microestructuras tienen excelente resistencia a la fatiga y al desgaste y son utilizadas para aplicaciones tales como arboles de transmisión, engranajes y cojinetes. Las durezas mas bajas estan asociadas con microestructuras de carburos esferoidales en una matriz de ferrita equiaxial. Los aceros con estas microestructuras son utilizados cuando se requiere muy alta tenacidad o resistencia a la corrosión. [6]

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Fig. 1.3 Dureza en función del contenido de carbono en aleaciones hierro-carbono templadas para obtener martensita, revenidas avarias temperaturas. [6]

La influencia de los elementos aleantes se puede analizar desde el punto de vista del comportamiento de los aceros durante el revenido. Los elementos aleantes bien por su presencia en la ferrita o su influencia en la formación de carburos deben propiciar propiedades mecanicas mas elevadas con la temperatura de revenido. [15] 12


Las propiedades mecanicas en función de la temperatura de revenido, para un tiempo constante, dependen de la concentración de los elementos de aleación. El efecto general de estos en el revenido es el retardo de la velocidad de ablandamiento, específicamente a temperaturas de revenido mas altas. Siendo así, en los aceros aleados, alcanzar la dureza dada en un periodo de tiempo dado requiere temperaturas de revenido mas altas que los aceros al carbono. [10] Los elementos de aleación pueden ser caracterizados, de acuerdo a su afinidad con el carbono, como formadores de carburo o no formadores de carburo. Elementos tales como el níquel, silicio, aluminio, y manganeso, que tienen menor tendencia o ninguna tendencia a formar carburos, permanecen esencialmente en solución en la ferrita y tienen solo un menor efecto en la dureza de revenido. El endurecimiento debido a la presencia de estos elementos ocurre principalmente a través del endurecimiento de la solución sólida de la ferrita o del control del tamaño de grano de la matriz. Los elementos no formadores de carburo pueden influir ademas en los procesos derecuperación y recristalización de la estructura martensítica y cambiar la temperatura de recristalización. [12] Los elementos formadores de carburo (cromo, molibdeno, tungsteno, vanadio, tantalio, niobio, y titanio) retardan los procesos de ablandamiento por la formación de carburos aleados. El efecto de los elementos formadores de carburo es mínimo a bajas temperaturas de revenido donde se forma Fe3C; sin embargo, a temperaturas mas altas, se forman los carburos aleados, y decrece la dureza suavemente. [12] El incremento de la dureza debido a la adición de elementos aleantes se grafica en función del tanto por ciento de los elementos de aleación para varias temperaturas de revenido desde 205 a 705 ºC (véase la figura 1.4). Los elementos aleantes influyen en las curvas de propiedades de revenido en función de la temperatura dependiendo de su capacidad para formar carburos, ya que estos pueden formar parte del carburo de hierro o carburos secundarios a temperaturas de revenido mas altas, lo que hace que en general las curvas de dureza disminuyan mas lentamente e inclusive presentar un pico en las zonas mas altas de temperaturas. [9] 13


Fig. 1.4 Efecto de siete elementos (Cr, Mn, Mo, Ni, P, Si, y V) en la dureza de la martensita revenida en 55 °C incrementandose en rangos de 205 a 705 ºC, cada uno para 1 hora de duración. [9]

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Mas adelante se presentan algunos casos representativos del comportamiento de la dureza durante el revenido de aceros condiferente composición química. Inicialmente se hace referencia a un acero con distintos contenidos de cromo, elemento típico formador de carburo, y a continuación a un acero con distintos contenidos de silicio, elemento no formador de carburo; ambos casos presentan en su revenido los mismos rasgos característicos que los aceros que contienen elementos similares. El aumento de la temperatura de temple, en general, favorece los fenómenos de homogeneización de los diferentes elementos en la austenita. En el caso de los aceros que poseen elementos formadores de carburo, dichos elementos se encuentran dispersos en una matriz con una red cristalina cercana a la ferrítica, por lo que al calentarse deben disolverse y formar una nueva fase austenítica. [7] Con el aumento de la temperatura de homogeneización este fenómeno se ve grandemente favorecido de forma tal que, para tiempos normales de tratamiento, mientras mas alta sea la temperatura de calentamiento, sera mayor la concentración de los elementos aleantes en la austenita y mayor su grado de homogeneidad. Durante un temple y revenido posterior estos elementos aleantes estaran disponibles para tomar parte en las distintas etapas de revenido que aparecen en la tabla 1.1. [11] La figura 1.5 muestra el comportamiento de la dureza con el revenido de un acero con 1 % de carbono y diferentes contenidos de cromo, templados en agua 850 ºC y 1050 ºC. Los graficos evidencian la influencia de la temperatura de temple para lograr unadisolución adecuada del cromo en la austenita y lograr entonces un alto contenido en la martensita templada, lo que permita posteriormente la formación de carburos de cromo. El efecto de la temperatura de revenido se hace evidente a partir de la clara presencia de un pico en las curvas de dureza contra temperatura de revenido en las muestras templadas a temperaturas superiores 1050 ºC; a la par, un valor ligeramente menor de la dureza a temperaturas bajas. Esto es atribuible al aumento del contenido de cromo en la austenita que aumenta la cantidad de austenita residual y que mas tarde precipita durante la cuarta etapa de revenido. [13] 15


70 60

Temple: 850ºC/agua

Dureza, HRC

50 40 30 20 200 300 400 500 600

0% Cr 1.6% Cr 3% Cr 5% Cr 12% Cr

700

Temperatura de Revenido, ºC
70 60

Temple: 1050ºC/agua

Dureza, HRC

50 40 30 20 200 300 400 500 600

0% Cr 1.6% Cr 3% Cr 5% Cr 12% Cr

700

Temperatura de Revenido, ºC
Fig. 1.5 Influencia del contenido de Cr en las curvas de dureza de revenido de un acero con 1 % de C, templado a 850 ºC (arriba) y a 1050 ºC (abajo). [13]

Para contenidos por debajo de 1.6 % de Cr, incluso con un contenido de carbono de 1 %, no se observa la presencia de un segundo pico en la curva de revenido, de forma tal que, el comportamiento de la dureza en dependencia de la temperatura de revenido tiende a disminuir de forma continua, aunque mas lentamente en los aceros que tienen cromo. [13]

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En cuanto alos elementos que no son formadores de carburo, estos quedan disueltos en la ferrita endureciendo por solubilidad la martensita e influyendo en otros fenómenos, por ejemplo, en la recristalización de la ferrita durante el revenido. Este tipo de comportamiento se ilustra en la figura 1.6, que representa un acero con 0.4 % de carbono y diferentes concentraciones de silicio (0.04, 0.13, 0.42, 1.20 y 2.71 %). [13]

80 70 60

Temperatura de Temple: Ac3 + 30ºC

Dureza, HRC

50 40 30 20 10 0 100 200 300 400 500 600

0.04% Si 0.13% Si 0.42% Si 1.20% Si 2.71% Si

700

Temperatura de Revenido, ºC
Fig. 1.6 Influencia del contenido de Si en las curvas de dureza de revenido de un acero con 0.4 % de C, templado a Ac3 + 30 ºC. (21)

La figura evidencia que, con el aumento de la concentración del silicio las curvas de revenido se desplazan, una con respecto a la otra, sin que aparezca un pico de endurecimiento a temperaturas altas. En estos casos, la disminución de la dureza es de forma mas lenta; cuando el contenido de silicio es mayor, se debe a su efecto sobre la temperatura de recristalización de la ferrita que ocurre durante el revenido de los aceros. [13]

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1.4 EFECTO DE LA TEMPERATURA Y EL TIEMPO DE REVENIDO La difusión del carbono y los elementos de aleación necesarios para la formación de carburos durante el revenido depende de la temperatura y del tiempo. En lo adelante se analiza el efecto del tiempo de revenido en la dureza, así como elcomportamiento de la tenacidad en función de la temperatura de revenido. Durante el revenido, la temperatura y el tiempo son complementarios, dado que todas las transformaciones se producen por nucleación y crecimiento. Habitualmente se emplean tiempos de revenido entre 30 y 90 minutos; pero parecidos resultados podrían obtenerse para temperaturas mas altas, empleando tiempos mas cortos. [15]

Fig. 1.7 Efecto del tiempo a cuatro temperaturas de revenido en la dureza de un acero templado con 0.82 % de carbono. Nótese que con la escala logarítmica que la tendencia es casi lineal. [9]

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La figura 1.7 muestra el efecto del tiempo de revenido en la dureza de un acero con 0.82 % de carbono revenido a varias temperaturas. Cuando el tiempo se presenta en una escala logarítmica los cambios en la dureza son aproximadamente lineales sobre una gran parte del transcurso del tiempo. Para evitar las variaciones en el tiempo, generalmente los componentes son revenidos durante 1 o 2 horas. [9] El comportamiento lineal de la dureza en una escala de tiempo logarítmica permite utilizar un parametro empírico para el acero templado, propuesto por Hollomon y Jaffe en 1945, que muestra claramente la relación temperatura-tiempo durante el revenido. A menudo, el parametro de revenido de Hollomon se utiliza en la comprensión y estimación de la evolución de las propiedades mecanicas en función de la temperatura y el tiempo durante dicho tratamiento. El efecto del tiempo, o bien lavariación de la resistencia y la dureza del acero templado con el tiempo de revenido, es un factor necesariamente considerado en el estudio y descripción matematica del revenido del acero templado. [16-17] En aceros que no presentan endurecimiento secundario durante el revenido, tal y como ocurre en los de baja aleación, la dureza de revenido H se puede representar como una función de la temperatura T y del tiempo τ, también como una función del parametro de revenido P:
H = f (T ,τ )

1.1,

o

H = f (P )

1.2.

La forma del parametro P se puede definir de muchas maneras. Por ejemplo, la versión generalizada del extensivamente utilizado parametro de Hollomon es:
P = ln ∫ T expt T −1dt
0 t

1.3.

19


Si la temperatura de revenido es constante, el parametro de revenido P se define:

PH = Tc (C + ln τ )

1.4,

donde T representa la temperatura de revenido en Kelvin, τ es el tiempo de revenido en segundos, y C es la constante de Hollomon que depende de la composición del acero templado. Razonablemente se obtienen buenas correlaciones excepto cuando estan presentes cantidades significativas de austenita retenida. [16-18] Para cada temperatura la variación de dureza en función del logaritmo del tiempo de mantenimiento es casi lineal; ajustandose mas esta ley cuasilogarítmica si se emplean durezas Rockwell en vez de durezas Brinell. En general, la dureza H de aceros que no presentan endurecimiento secundario durante los procesos de revenidose mantendra inalterada cuando P, o T y τ permanezcan constantes; mientras que cambiara cuando T y τ o P cambien (el cambio de T y τ puede causar un cambio de P), dependiendo el valor cambiado solo de las temperaturas inicial y final de revenido. [7-16] En cuanto a la tenacidad, esta generalmente aumenta con la temperatura de revenido, pero puede desarrollarse la fragilidad de revenido. La figura 1.8 muestra la tenacidad como una función de la temperatura de revenido para aceros al cromo-molibdeno con varios contenidos de carbono, así como alto y bajo niveles de fósforo. La tenacidad decrece con el incremento del contenido de carbono. [10-11] Los aceros revenidos de medio carbono son muy tenaces, pero los aceros de alto carbono muestran muy baja tenacidad. El efecto del carbono en la tenacidad de las probetas revenidas a baja temperatura tiene correlación con el incremento de la densidad de los carburos de transición y la alta rapidez de endurecimiento por deformación asociada al incremento del contenido de carbono. [9] Como se observa en la figura 1.8, la tenacidad alcanza su primer maximo en probetas revenidas a 200 ºC. Para aceros revenidos en el intervalo de temperatura de 250 a 300 ºC hay una pérdida de la tenacidad. Esta caída esta asociada con la transformación de austenita retenida para estructuras de carburos ordinarios. La naturaleza intergranular de la rotura sugiere la existencia de un compuesto enfragilizante precipitado. [10-11]
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Lafragilidad de la martensita revenida es exacerbada por la segregación de fósforo hacia la frontera de grano de la austenita previa e interfaces de carburos, pero este efecto parece ser constante sobre todo el rango de temperatura. Los aceros con menor contenido de fósforo tienen superiores propiedades de impacto que los aceros con mas alto nivel de fósforo. [10-11]

Fig. 1.8 Tenacidad con entalla en V Charpy en función de la temperatura de revenido para aceros al cromo-molibdeno con varios contenidos de carbono. Los niveles de fósforo altos estan alrededor de 0.02 % y los niveles de fósforo bajos varían entre 0.002 y 0.009 %. [10-11]

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La causa primaria del fenómeno de la fragilidad de los revenidos bajos parece ser que esta en la presencia de ciertas impurezas en el acero (fósforo y nitrógeno principalmente y en menor intensidad, antimonio, estaño y arsénico) que actuando sobre la cinética de la reacción de descomposición de la martensita y sobre la morfología de los carburos dan origen a estructuras de precipitado de la cementita en forma de película que envuelve a las agujas de martensita (causa inmediata), las cuales provocan una fragilidad en el acero. [19] Generalmente, en los aceros que no contienen ninguna forma de carburos fuertes como cromo u otras impurezas que los hacen susceptibles a la fragilidad de la martensita revenida, deben ser evitados los revenidos entre 200 y 370 ºC. Raramente este intervalo de temperaturas es empleado para el revenido delos aceros templados. [9-10] A temperaturas de revenido mas altas, entre 350 y 550 ºC, puede desarrollarse otro fenómeno de fragilidad en aceros que contienen fósforo, antimonio o estaño. Este requiere largos periodos de permanencia o suaves enfriamientos a través del intervalo de temperaturas de fragilización. En aceros aleados se ha visto la cosegregación de los elementos de aleación con las impurezas hacia las fronteras de grano de la austenita previa. [9-10] El enriquecimiento por solución sólida de elementos e impurezas en las juntas, es respecto a la composición promedio, del orden de 104 para las impurezas y 101 para los aleantes. La zona de enriquecimiento en elementos es muy estrecha, solo afecta unas hileras de atomos, y este enriquecimiento en las juntas de grano produce fragilidad. Hay experiencia de que el molibdeno reduce la tendencia a la fragilización, porque retarda la difusión de las impurezas, y retrasa la restauración de la martensita (en la martensita hay dislocaciones, y las impurezas se asocian a ellas, en vez de desplazarse hacia las juntas de grano). [7]

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Capítulo 2 Técnicas experimentales empleadas en la caracterización del acero AC 3131.
Para una mejor comprensión del trabajo experimental es de vital importancia exponer los aspectos relacionados con las técnicas y procedimientos utilizados para el estudio del material. En el presente capítulo, se hace breve referencia a su proceso de obtención, así como al proceso deobtención de perfiles laminados. También se abordan los tratamientos térmicos que permiten obtener las propiedades adecuadas en cada etapa de su desarrollo tecnológico. Por supuesto, se hace énfasis en el temple y revenido, así como en el diseño de su aplicación. Por último se describen la microscopía y los ensayos mecanicos. 2.1 CLASIFICACIÓN DEL ACERO La fabricación del acero se lleva a cabo a través de la ruta del Horno Eléctrico de Arco en la miniacería de la Empresa Siderúrgica Antillana de Acero. El proceso de aceración incluye los procesos de aceración, afino y colada. En el proceso de aceración, ademas de la chatarra, el horno eléctrico de arco se carga con fundentes y agentes carbonosos (cal, hierro fundido, antracita, entre otros). La energía térmica, necesaria para la fusión, proviene del arco eléctrico que se produce entre los electrodos de grafito y la chatarra. También se inyecta oxígeno para facilitar la fusión. [20] El acero líquido fabricado en el horno eléctrico de arco no puede considerarse totalmente acabado. Normalmente es necesario complementar las operaciones de afino. Estas operaciones que se realizan separadamente se llaman metalurgia secundaria y tienen lugar en la cazuela y posteriormente en el horno cuchara. En la cazuela se desoxida el acero con aluminio, ferrosilicio, silicomanganeso, entre otros, mientras que el horno cuchara permite efectuar las operaciones de calentamiento, homogenización de la temperatura y la composición química delbaño, desulfuración, adición y encaje de los elementos de aleación, y decantación y separación de inclusiones. [20]

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Al concluir el proceso de afino del acero se realiza una espectroscopia de emisión. Del analisis de varias hornadas se obtienen los límites y rangos de composición que presenta la tabla 2.1. Estos contenidos indican, según la norma norteamericana SAE, que el material es un acero de baja aleación de contenido medio (aproximadamente 0.3 %) de carbono. La suma de los elementos de aleación (cromo, manganeso, silicio y níquel) no sobrepasa el 8 %. Otros elementos, que se consideran impurezas ordinarias como el fósforo y el azufre se encuentran en cantidades no perjudiciales.
Tabla 2.1 Límites y rango de composición del acero AC 3131.

Límites y rangos de composición química, % C Cr Mn Si Ni P S 0.27 0.90 0.90 0.80 1.40 0.03 0.03 0.34 1.20 1.20 1.30 1.80 max max La colada continua es un proceso en el que el acero con la composición ajustada se vierte directamente en un molde sin fondo, cuya sección transversal tiene la forma geométrica de palanquillas de 115 x 115 y 130 x 130 mm. Se llama continua porque la palanquilla sale sin interrupción de la maquina hasta que la cazuela, ha vaciado todo el acero líquido que contiene. [20] La palanquilla obtenida en la colada continua del acero no es susceptible de empleo comercial y requiere de un proceso de conformación. Con el objetivo de obtener las formas y dimensiones que se necesitan en las distintasaplicaciones, así como en la fabricación de probetas para ensayos mecanicos, la palanquilla requiere un proceso posterior de deformación plastica. La producción de planchuelas de 90 x 12, 90 x 6 mm y otros perfiles se realiza mediante el proceso de laminación en caliente en los laminadores de la misma empresa. Esquematicamente la laminación consiste en hacer pasar la palanquilla entre dos rodillos o cilindros que giran a la misma velocidad y en sentido contrario, reduciéndose su sección transversal mediante la presión ejercida por estos. [20] El producto laminado precisa de un proceso de mejora de sus características. Con el objetivo de obtener las propiedades que necesitan los diferentes usos, la planchuela requiere diversos tratamientos térmicos.

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2.2 TRATAMIENTOS TÉRMICOS La figura 2.1 muestra un esquema temperatura-tiempo de la secuencia de procesos de desarrollo tecnológico del acero AC 3131. Nótese que no figura el proceso de normalizado puesto que el mismo se corresponde con el enfriamiento al aire de los perfiles laminados, por lo que las temperaturas de calentamiento seleccionadas se relacionan con las temperaturas finales del proceso de laminación. Con el normalizado se estudia la influencia de la temperatura y el régimen de enfriamiento en la dureza, y permite conocer el efecto del régimen de laminación en su microestructura. El recocido tiene por finalidad ablandar el producto laminado para poderlo maquinar. Los valores de dureza necesariosse obtienen al estudiar la influencia de la temperatura de calentamiento y el tiempo de permanencia. En este caso la temperatura de calentamiento es de 850 ºC y el tiempo de permanencia es de 30 minutos; el enfriamiento tiene lugar en el horno.

Fig. 2.1 Esquema temperatura-tiempo de la secuencia de los procesos de desarrollo tecnológico del acero AC 3131. (Autor)

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Atendiendo a la necesidad de ampliar el campo de aplicación del acero, se practican el temple y revenido a las probetas destinadas para los ensayos mecanicos. Este es el caso en que el tratamiento térmico se efectúa sobre piezas ya terminadas en cuanto a su elaboración mecanica. El temple se define como un calentamiento hasta una temperatura superior a la de transformación polimorfa Ac33 (véase la figura 2.2), seguido de un enfriamiento rapido para obtener un estado estructural inestable. El revenido no es mas que un calentamiento del acero templado por debajo de la transformación polimorfa Ac14 (véase la figura 2.2) para obtener un estado estructural mas estable. El objetivo de los procesos de temple y revenido es modificar la estructura del acero y conseguir cambios en sus propiedades mecanicas. Los factores temperatura y tiempo tienen un caracter determinante en el éxito del tratamiento térmico. Cada régimen se caracteriza por los parametros temperatura de calentamiento, tiempo de permanencia y velocidad de enfriamiento.

Fig. 2.2 Parte del diagrama hierro-carbono. [9]
3Denominación generalmente aceptada del punto crítico que corresponde al final de la disolución de la ferrita en austenita (en aceros hipoeutectoides) en el diagrama de equilibrio hierro-carbono. Denominación generalmente aceptada del punto crítico que corresponde a la temperatura de transformación de la perlita en austenita (eutectoide) en el diagrama de equilibrio hierro-carbono.

4

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La temperatura de calentamiento es la temperatura maxima hasta la cual se calienta el metal durante el tratamiento térmico. El tiempo de permanencia es el tiempo que se mantiene el acero a la temperatura de calentamiento. Desde el punto de vista tecnológico, los parametros temperatura de calentamiento y tiempo de permanencia se fijan, fundamentalmente, atendiendo a la composición del acero (véase la tabla 2.1), la forma y el tamaño de las probetas. Las probetas templadas se enfrían en aceite y las probetas revenidas al aire. El temple y revenido se lleva a cabo en la Empresa SERVIPLAST. El tratamiento térmico es diseñado experimentalmente tal y como se describe a continuación. 2.2.1 Diseño del experimento Para la practica de los tratamientos térmicos de temple y revenido, se ha desarrollado un esquema o plan de experimentación de tipo factorial que guarda relación con los objetivos, necesidades y limitaciones físicas de los experimentos. Ademas, ofrece ciertas ventajas en la economía de la experimentación y proporciona estimaciones directas de los efectos experimentales yestimaciones validas de la varianza. El experimento factorial incluye corridas con todas las combinaciones posibles de los niveles de las variables independientes o factores. El plan experimental consiste en tomar una observación o mas, si es posible hacer réplicas, de la variable respuesta o rendimiento en cada una de las combinaciones posibles de niveles que puedan formarse de los diferentes factores; en cada corrida los factores son evaluados a un nivel determinado. El diseño factorial tiene como ventajas que: se logra eficiencia en el uso de los recursos experimentales disponibles, se obtiene información respecto a las diversas interacciones los resultados experimentales son aplicables en un rango de condiciones mas amplio debido a la combinación de los diversos factores en un experimento, existe una ganancia debido a la reproducción latente que surge del arreglo factorial.

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Para estudiar la dureza después del temple en aceite, se seleccionan las variables independientes temperatura de calentamiento y tiempo de permanencia. La temperatura de calentamiento se experimenta a tres niveles, 780, 820 y 860 °C, y el tiempo de permanencia a cinco niveles, 30, 45, 60, 75 y 90 minutos. Bajo el esquema de este diseño multifactorial se realizan 15 experimentos y dos réplicas de cada uno de ellos, o sea se templan 45 probetas de dureza. La tabla I.3 del anexo 1 muestra el contenido de la matriz experimental y los resultados de dureza obtenidos. De igual forma, paraestudiar la dureza después del revenido, son escogidas las variables independientes temperatura de calentamiento y tiempo de permanencia. La temperatura de calentamiento se experimenta a ocho niveles, de 200 a 550 °C en intervalos de 50 °C, y el tiempo de permanencia a tres niveles, 30, 60 y 90. Para estudiar la resistencia a la tracción y la tenacidad, solo se toma en cuenta la temperatura de calentamiento y el tiempo se mantiene constante debido a limitaciones en cuanto a la cantidad de probetas. Las probetas de impacto son tratadas a ocho niveles, de 200 a 550 °C en intervalos de 50 °C, y las probetas de tracción a cuatro niveles, de 200 a 500 °C en intervalos de 100 °C. En ambos casos el tiempo de permanencia es de 30 minutos. La cantidad de niveles escogidos para el ensayo de impacto permite ubicar con mayor precisión las zonas de fragilidad, en caso que aparezcan. El plan de diseño multifactorial para medir la dureza de revenido suma 24 experimentos y dos réplicas de cada uno de ellos, o sea se revienen 72 probetas de dureza (ver tabla I.4 del anexo 1). El revenido para el ensayo de tracción conlleva a un diseño de 4 experimentos con dos réplicas de cada uno para un total de 12 probetas revenidas (ver tabla I.5 del anexo 1). Mientras que el revenido para el ensayo de impacto conlleva a un diseño de 24 experimentos con dos réplicas de cada uno para un total de 72 probetas revenidas (ver tabla I.6 del anexo 1).

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2.3 METALOGRAFÍA [21] Mediante lametalografía y el uso del microscopio óptico metalografico se estudian las características de la estructura. La técnica metalografica se desarrolla precisamente para identificar las fases presentes. Para su observación y estudio se preparan debidamente las probetas calentadas durante el tratamiento térmico de revenido a 200, 300 y 500 ºC. La preparación consiste en obtener superficies planas y pulidas en cada una de las probetas. Plana, porque la pequeña profundidad de foco del microscopio óptico metalografico a grandes aumentos no permite enfocar la imagen simultaneamente en planos situados a distintos niveles; pulida para que sólo puedan aparecer detalles propios de la estructura y no circunstancias ajenas a ella que puedan enmascararla. Las muestras que se estudian al microscopio son extraídas de las planchuelas laminadas y luego tratadas con revenido y/o temple anterior, y son algunas de las probetas maquinadas para el ensayo de dureza. Estas tienen una geometría prismatica de base cuadrada y el tamaño es aproximadamente de 20 x 20 x 10 mm. Tales dimensiones hacen manejable manualmente las probetas, por lo que no es necesario el empastillado de las mismas. Las probetas son biseladas en sus aristas para evitar cortes y agarres en los papeles de lija y paños de pulido. Después se procede a su identificación mediante un código de letras, para lo cual se utiliza un grabador. Mediante el desbaste de las probetas se puso al descubierto la superficie del acero,eliminando todo lo que pueda obstaculizar su examen, a la vez que se obtiene una superficie plana con pequeña rugosidad. Este consiste en frotar la superficie de las probetas sobre una serie de lijas de 100 a 1000. Este número se corresponde en modo inverso con el tamaño de partícula de lija, es decir, mayor número menor tamaño de la partícula de lija, y viceversa.

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Una vez obtenido un rayado uniforme sobre un determinado papel, se gira la probeta 90° para facilitar el control visual del nuevo desbaste. Cada fase es completada cuando desaparecen todas las rayas producidas por el paso del papel de lija anterior. El desbaste se hace manualmente y de manera húmeda para evitar los calentamientos que puedan modificar la estructura de la probeta. La operación se realiza en cajas de desbaste donde se colocan ordenados, de izquierda a derecha, de mayor a menor rugosidad, los papeles de lija o abrasivos. Los papeles abrasivos que se utilizan son de carburo de silicio. A continuación se pulen las probetas metalograficas con el objetivo de eliminar las rayas producidas en la operación de desbaste, así como para obtener una superficie especular. El abrasivo empleado es alúmina (5, 1, 0,5, 0,1 y 0,05 micras). Como paño de pulido se utiliza fieltro para mesa de billar. Las probetas son limpiadas después de cada paso. Se emplea el método de mantenerlas bajo un chorro de agua y frotarlas con un algodón. Después de la limpieza se enjuagan con un chorro de alcohol y se secanrapidamente bajo un chorro de aire caliente. Por supuesto, la superficie pulida no revela aún la microestructura del acero, por lo que es necesario atacar la probeta mediante la forma química para revelar las fases existentes. El ataque químico se realiza por inmersión de la muestra en nital al 2 % en correspondencia con las fases a observar. Inmediatamente después del ataque la probeta nuevamente se lava con agua y se seca con un chorro de alcohol y aire caliente. Finalmente se observan las probetas en un microscopio óptico metalografico de la marca NEOPHOT. 2.4 PROPIEDADES Y ENSAYOS MECANICOS [22-23-24] Las propiedades mecanicas que se ensayan son la dureza, la resistencia a la tracción y la tenacidad. La dureza es una medida de resistencia de la superficie de un material a la deformación plastica localizada por penetración de un objeto duro y tiene caracter estatico ya que se determina mediante una aplicación muy lenta de la carga.

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La resistencia a la tracción se corresponde a la maxima tensión que puede ser soportada por una estructura a tracción (si esta tensión es aplicada y mantenida se produce la rotura), al igual que la dureza es una propiedad con caracter estatico. La tenacidad es la capacidad de un material de absorber energía antes de la fractura, tiene caracter dinamico ya que se determina mediante la aplicación de grandes cargas de forma brusca. Las propiedades mecanicas se determinan realizando los ensayos mecanicos correspondientes, o sea,dureza Rockwell, tracción e impacto Charpy. Las probetas para los ensayos mecanicos se fabrican conforme a las dimensiones y formas establecidas en las normas de referencia. Los ensayos mecanicos se llevan a cabo en el CEADEN. Según la norma EN ISO 6508-1 las probetas para el ensayo no destructivo de dureza Rockwell tienen una geometría prismatica de base cuadrada y superficies planas. Cada probeta es identada cinco veces en un durómetro Rockwell, promediando los resultados reflejados por la escala C de lecturas. El ensayo se basa en forzar dicho penetrador sobre la superficie del acero y determinar un número empírico de dureza a partir de la magnitud inversa de la diferencia de profundidad de penetración que resulta al aplicar, primero una carga inicial pequeña (para evitar afectaciones en la medida debido a la rugosidad de la superficie, la exactitud del contacto y otros factores externos) de 10 kgf y después una carga mayor de 150 kgf. El ensayo de tracción es uno de los mas utilizados para evaluar el comportamiento mecanico de los materiales. De acuerdo con la norma ASTM E8M-01, las probetas para el ensayo de tracción tienen una sección rectangular y su espesor se corresponde con la geometría del producto laminado. La prueba se realiza en una maquina de ensayo con carga maxima de 20 toneladas.

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La probeta se sujeta, por sus extremos, entre las dos mordazas de la maquina de tracción y se somete a una carga de tracción monoaxial, que aumenta de formaprogresiva. La maquina se diseña para alargar la probeta a una velocidad constante, y para medir continua y simultaneamente la carga instantanea aplicada y el alargamiento resultante que adquiere como resultado de la lenta tracción en frío. El ensayo dura un período de tiempo relativamente corto (pocos minutos) y tiene caracter destructivo, o sea, la probeta es deformada permanentemente (se elonga) y finalmente se rompe. Por su parte, la norma ASTM E23-02a, establece que las probetas para los ensayos de impacto Charpy destinado a materiales metalicos tienen forma de barra (prismatica) de sección cuadrada y entalla en forma de V. Un péndulo pesado provisto de martillo, que inicia su movimiento desde una altura conocida, describe un arco y, posteriormente, golpea y fractura la probeta. Conociendo la masa del péndulo y la diferencia entre su altura inicial y final, es posible conocer la energía gastada en la rotura por sustracción de las energías potenciales del péndulo antes y después del choque, o sea, la energía absorbida por la fractura o energía de impacto. Por facilidad la maquina de impacto esta provista de una escala graduada, donde se lee directamente el valor de energía consumida en romper la probeta.

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Capítulo 3 Comportamiento de las propiedades mecanicas del acero AC 3131 con diferentes tratamientos térmicos.
En este capítulo se presentan, discuten y analizan los resultados del comportamiento de las propiedades mecanicas con los tratamientostérmicos de normalizado, recocido, temple y revenido. Los resultados que aparecen a continuación responden a la secuencia de los procesos de desarrollo tecnológico del material (véase la figura 2.1). El estudio de la dureza mediante el normalizado y el recocido se vincula a los procesos de laminación en caliente y maquinado respectivamente. Mientras que, la caracterización de la dureza, la resistencia a la tracción y la tenacidad a partir del temple y revenido se desarrolla por el autor para definir el régimen de tratamiento térmico adecuado siempre que el acero cumpla con las propiedades mecanicas solicitadas por una aplicación dada. En general, los resultados de las propiedades mecanicas aparecen tabulados y luego son graficados de forma tal que pueda mostrarse la tendencia de cada una de ellas en función del parametro escogido. Algunos de estos resultados se han extendido siguiendo la perspectiva teórica, de manera que es posible arribar, en términos de ecuaciones y curvas de comportamiento, a nuevas relaciones entre propiedades y parametros, por ejemplo dureza versus parametro de revenido de Hollomon, e incluso entre propiedades mecanicas diferentes, como en el caso de la resistencia a la tracción en función de la dureza. 3.1 COMPORTAMIENTO DE LA DUREZA CON EL NORMALIZADO. Tal y como se explica en la introducción de este informe el estudio del efecto de la temperatura de calentamiento y el régimen de enfriamiento en la dureza del acero normalizado se vincula alproceso de laminación en caliente. Es por eso que las temperaturas y los regímenes de enfriamiento seleccionados para el experimento se relacionan con las temperaturas finales y las condiciones de enfriamiento de dicho proceso.

33


Por lo tanto, la practica del ensayo de dureza Rockwell C se realiza a probetas normalizadas en un rango de temperaturas de 850 a 1150 ºC, mientras que el enfriamiento se lleva a cabo en circunstancias de aire calmado y aire forzado. Los resultados de las mediciones de dureza para la combinación de estos factores aparecen tabulados en la tabla 3.1.
Tabla 3.1 Mediciones de Dureza Rockwell C bajo diferentes regímenes de normalizado. [25-26]

Régimen de enfriamiento Aire calmado Aire forzado

Temperatura de calentamiento (ºC) 850 900 950 1000 1050 1100 1130 1150 49.6 49.3 48.6 47.6 46.1 44.6 43.6 42.8 52.0 51.4 50.9 50.5 49.9 48.5 46.7 45.4

Los datos de la tabla 3.1 se grafican en la figura 3.1, que muestra el comportamiento de la dureza Rockwell C en función de la temperatura de normalizado para el metal enfriado con aire forzado y aire calmado. La tendencia general es a disminuir los valores de dureza a medida que aumenta la temperatura de calentamiento.

54 52 50

enfriamiento al aire calmado forzado

Dureza, HRC

48 46 44 42 40 850 900 950 1000 1050 1100 1150

Temperatura, ºC
Fig. 3.1 Dureza Rockwell a temperatura ambiente en función de la temperatura de normalizado para el acero AC 3131 enfriado con aireforzado (arriba) y al aire calmado (abajo). [25-26]

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Por otra parte, como es de esperar, la dureza de las muestras enfriadas con aire forzado es superior respecto a las muestras enfriadas al aire calmado. Si se toma en cuenta que el error de la medición es de 1 HRC puede advertirse que en las muestras enfriadas con aire forzado la disminución de la dureza a partir de 1050 ºC se adelanta en relación a las muestras enfriadas con aire calmado. Las microestructuras de las muestras normalizadas a 1000 ºC de temperatura luego de enfriamientos al aire calmado y forzado se observan al microscopio óptico metalografico. Aunque no se presentan las figuras correspondientes, los estudios de Hurtado [26] y Caballero [25] registran estructuras compuestas por martensita, cuyas mediciones de microdureza promediaron 577 HV0.3. Es evidente que los valores de dureza antes discutidos son consecuencia de la estructura martensítica que caracteriza al material en las condiciones de normalizado seleccionadas. 3.2 COMPORTAMIENTO DE LA DUREZA CON EL RECOCIDO. También se expone en la introducción de este informe que el estudio de la influencia de la temperatura de calentamiento y el tiempo de permanencia en la dureza del acero recocido se relaciona con el proceso de maquinado. El recocido ademas de preparar el material para el maquinado, toda vez que disminuye la dureza del producto laminado, prepara la estructura del metal para los tratamientos térmicos posteriores de temple yrevenido. Las temperaturas que se escogen para el experimento de dureza Rockwell C son cercanas a las temperaturas adecuadas para la composición del acero. De esta forma la practica del ensayo de dureza se efectúa a probetas recocidas en un rango de temperaturas de 740 a 880 ºC, y tiempos de 30, 60 y 90 minutos. Los resultados de las mediciones de dureza para todas las combinaciones de temperatura de calentamiento y tiempo de permanencia se exponen en la tabla 3.2. Estos resultados se encuentran en el rango que solicitan la mayoría de las operaciones de maquinado para la obtención de diversas piezas y accesorios.

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Tabla 3.2 Mediciones de Dureza Rockwell C bajo diferentes regímenes de recocido. [25-26]

Tiempo de permanencia (min) 30 60 90

Temperatura de calentamiento (ºC) 740 760 780 800 840 880 25.9 26.5 27.0 27.2 27.7 28.3 25.1 25.9 26.2 26.4 26.7 27.5 22.7 23.7 24.9 25.6 25.7 26.5

Los valores de dureza de la tabla 3.2 se representan graficamente en la figura 3.2. Esta muestra el comportamiento de la dureza en función de la temperatura de recocido para diferentes tiempos de tratamiento. Como se puede apreciar la dureza de recocido aumenta ligeramente con el aumento de la temperatura. Con el aumento del tiempo de permanencia por su parte, la dureza de metal disminuye también de forma ligera.
30

28

Dureza, HRC

26

24

22

tiempo de recocido 30 min 60 min 90 min
740 760 780 800 820 840 860 880 900

20 720

Temperatura, ºC
Fig.3.2 Dureza Rockwell a temperatura ambiente en función de la temperatura de recocido para el acero AC 3131 con tiempos de permanencia de 30 (arriba), 60 (intermedio) y 90 (abajo) minutos. [25-26]

Luego del recocido y la disminución de dureza del producto laminado, se hacen observaciones al microscopio óptico de la microestructura de una muestra recocida a 850 ºC, en un tiempo de 30 minutos y con enfriamiento en el horno, véase la figura 3.3. Este da como resultado la formación de ferrita y perlita laminar, lo que pude precisarse a partir de las mediciones de microdureza cuyos valores promedian 266-270 HV0.3.

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Fig. 3.3 Acero AC 3131 recocido 30 minutos a 850 ºC y enfriado en el horno. La estructura es un agregado de ferrita + perlita laminar. Nital al 2%. 400X [26]

Con las temperaturas y los tiempos seleccionados para el estudio de la dureza en condiciones de recocido se obtienen valores lo suficientemente bajos para poder maquinar el acero y elaborar las muestras antes de aplicar temple y revenido. 3.3 COMPORTAMIENTO DE LA DUREZA CON EL TEMPLE. Los resultados de dureza obtenidos a consecuencia de la formación de martensita durante el normalizado fundamentan la realización del temple. El temple se lleva a cabo fundamentalmente con el objetivo de obtener la fase martensítica de alta dureza. Los regímenes de temple seleccionados dan una orientación acerca del régimen que debe elegirse antes del tratamiento térmico de revenido, de tal modo se practicael ensayo de dureza Rockwell C a probetas austenizadas a 780, 820 y 860 ºC. Adicionalmente se toma en cuenta el tiempo de mantenimiento realizando el experimento a 30, 45, 60, 75 y 90 minutos. En todos los casos el temple tiene lugar en aceite. En la tabla 3.3 recoge los valores promedios de dureza medidos a partir de los regímenes diseñados.
Tabla 3.3 Mediciones de Dureza Rockwell C bajo diferentes regímenes de temple.

Tiempo de permanencia (min) 30 45 60 75 90

Temperatura de calentamiento (ºC) 780 820 860 52.8 52.7 52.5 52.7 52.4 52.3 52.3 52.2 52.2 52.2 52.2 52.2 52.2 52.0 52.0

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Como puede apreciarse, los valores tabulados para las temperaturas de austenización y los tiempos de permanencia escogidos se hallan entre 52 y 52.8 HRC. Estos resultados coinciden con los valores de dureza medidos a los aceros de baja aleación en condiciones similares de tratamiento térmico. De ellos puede deducirse que pequeñas variaciones de la temperatura y el tiempo no tienen influencia significativa en la dureza. Esto es muy importante, ya que garantiza el éxito de la practica de temple en las condiciones de la industria, o sea en hornos industriales comunes, donde con frecuencia ocurren variaciones de temperatura en el orden de los valores experimentales. Que la dureza alcance los 52-53 HRC, de acuerdo con las referencias consultadas, también indica que el tanto por ciento de fase martensítica en la microestructura es elevado (véase la figura 1.1). Esto secomprueba con la observación al microscopio óptico metalografico de una muestra austenizada a 850 ºC durante 30 minutos, figura 3.4. Esta evidencia una microestructura de agujas de martensita en forma grosera, típica del temple en aceite para aceros de baja aleación. Las mediciones de microdureza promedian 602-610 HV0.3, reafirmando la presencia de fase martensítica.

Fig. 3.4 Acero AC 3131 austenizado 30 minutos a 850 ºC y templado en aceite. La estructura esta compuesta por martensita sin revenir. Nital al 2%. 400X

Se establece que, para el estudio del revenido las condiciones iniciales estan dadas por el temple en aceite de probetas austenizadas a 850 ºC durante 30 minutos, o sea con 52 HRC aproximadamente.

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3.4 COMPORTAMIENTO DE LA DUREZA, LA RESISTENCIA A LA TRACCIÓN Y LA TENACIDAD CON EL REVENIDO. Aunque con la transformación martensítica se alcanzan elevados valores de dureza, es necesario revenir dicha estructura para mejorar su tenacidad y resistencia. Se conoce que dependiendo del tiempo y la temperatura, el revenido puede producir una amplia variedad de microestructuras y propiedades. Es por eso que, para definir el régimen de tratamiento adecuado siempre que el material cumpla con las propiedades mecanicas solicitadas por una aplicación dada, se ensayan la dureza, la resistencia a la tracción y la tenacidad, a diferentes temperaturas de revenido. Partiendo de que el comportamiento de las propiedades mecanicas es consecuencia de los cambios deestructura que se efectúan durante el revenido, se identifican los constituyentes presentes en las microestructuras que describen el efecto del incremento de la temperatura de revenido de 200 y 550 °C a intervalos de 50 °C. 3.4.1 Descripción de la Microestructura En las etapas iniciales del revenido, y hasta 400 ºC, se observa la martensita revenida. A medida que se incrementa la temperatura de revenido la martensita revenida atacada con Nital cambia su tonalidad de carmelita tenue a carmelita intenso casi marrón. Las figuras de la 3.5 a la 3.9, se corresponden con las microestruturas observadas en probetas revenidas a 200, 250, 300, 350 y 400 ºC respectivamente. La estructura siempre es martensita revenida. En la microestructura de la probeta revenida a 250 ºC acompañan a la martensita revenida pequeñas formaciones aisladas de bainita inferior. La medición de microdureza arroja resultados del orden de 493-499 HV0.3 para las agujas de martensita y 470-476 HV0.3 en el caso de la bainita inferior. En la microestructura de la probeta revenida a 300 ºC se ha incrementado la presencia de bainita inferior que acompaña a la martensita revenida. De acuerdo con la tabla 1.1, la aparición de ferrita y cementita por transformación de la austenita retenida en estas etapas de revenido pude ser la causa de la retención de la curva de tenacidad alrededor de los 300 ºC, como se analiza mas adelante.

39


Fig. 3.5 Estructura del acero AC 3131 revenido 60 minutos a 200 ºC;la estructura es martensita revenida. Nital al 2%. 400X

Fig. 3.6 Estructura del acero AC 3131 revenido 60 minutos a 250 ºC; la estructura es martensita revenida. Nital al 2%. 400X

Fig. 3.7 Estructura del acero AC 3131 revenido 60 minutos a 300 ºC; la estructura es martensita revenida. Nital al 2%. 400X

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Fig. 3.8 Estructura del acero AC 3131 revenido 60 minutos a 350 ºC; la estructura es martensita revenida. Nital al 2%. 400X

Fig. 3.9 Estructura del acero AC 3131 revenido 60 minutos a 400 ºC; la estructura es martensita revenida. Nital al 2%. 400X

Desde 400 ºC en adelante tiene lugar la formación de las fases ferrita y cementita. Las figuras 3.10 y 3.11 pertenecen a las microestructuras observadas en probetas revenidas a 450 y 500 ºC respectivamente. La estructura en ambos casos es un agregado de ferrita y cementita. En la microestructura de la probeta revenida a 550 °C esta presente la perlita esferoidal con microdureza del orden de 300 HV0.3 y bainita superior de forma aislada con 443-450 HV0.3. Según la tabla 1.1, la fragilidad de revenido, o sea, la disminución de la tenacidad en la región de temperaturas próximas a los 450 ºC, esta vinculada a la segregación y cosegregación de impurezas y elementos de aleación sustitucionales.

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Fig. 3.10 Estructura del acero AC 3131 revenido 60 minutos a 450 ºC; la estructura es un agregado de ferrita + cementita. Nital al 2%. 400X

Fig. 3.11 Estructura del acero AC 3131 revenido 60 minutos a500 ºC; la estructura es un agregado de ferrita + cementita. Nital al 2%. 400X

3.4.2 Comportamiento de la Dureza Como se ha señalado en el epígrafe 1.2, a pesar de la alta dureza de la estructura martensítica es imprescindible revenir el acero aunque esto implique cierta disminución de su dureza. Dado que es necesario encontrar la dureza del material a diferentes temperaturas de revenido, se practica el ensayo de dureza Rockwell C a probetas revenidas en un rango de temperaturas de 200 a 550 °C a intervalos de 50 °C. En el caso de la dureza también es posible estudiar el efecto del tiempo de revenido, de modo que se realizan ensayos a 30, 60 y 90 minutos. Considérense las mediciones de todas las combinaciones de los factores temperatura de calentamiento y tiempo de permanencia, tabla 3.4, y el comportamiento de la dureza Rockwell C en función de la temperatura de revenido para el acero revenido a 30, 60 y 90 minutos, figura 3.12.

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Tabla 3.4 Mediciones de Dureza Rockwell C bajo diferentes regímenes de revenido.

Tiempo de permanencia (min) 30 60 90

Temperatura de calentamiento (ºC) 200 250 300 350 400 450 500 550 49.7 47.8 46.5 45.3 44.3 42.0 40.8 38.7 48.3 47.3 45.5 44.0 43.0 41.0 39.7 38.3 47.8 46.7 45.3 43.8 42.0 40.3 39.0 37.3

Al revenir la martensita por encima de los 200 ºC, la grafica de la figura 3.12 refleja una disminución de la dureza del metal a medida que aumenta la temperatura. Obsérvese como las pendientes de las curvasajustadas correspondientes a los tiempos de revenido que fueron elegidos se mantienen practicamente constantes. Adicionalmente, la grafica revela una ligera disminución de la dureza del material con el aumento del tiempo de revenido en el intervalo de temperaturas seleccionado. Nótese que los tiempos escogidos son tecnológicamente tiempos cercanos entre sí.

50 48 46

tiempo de revenido 30 min 60 min 90 min

Dureza, HRC

44 42 40 38 36 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600

Temperatura,ºC

Fig. 3.12 Dureza Rockwell C a temperatura ambiente en función de la temperatura de revenido en el acero AC 3131 revenido a 30, 60 y 90 minutos.

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Para los tiempos experimentales, que son tiempos cercanos entre sí (curvas paralelas bastante unidas), se puede hacer una regresión lineal y encontrar una ecuación con coeficientes que numéricamente indican que ambos factores influyen de manera analoga. Sin embargo, no se plantea la ecuación porque realmente se sabe que la dureza depende del tiempo de manera logarítmica (véase la figura 1.6), lo que se comprueba mas adelante con la utilización del parametro de revenido de Hollomon. La temperatura es un factor fundamental porque estos son fenómenos térmicamente activados, o sea, exponenciales y a mayor tiempo mayor probabilidad de que ocurran. Una variación de temperatura a altas temperaturas no es lo mismo que a bajas temperaturas, por ejemplo en el caso de la difusión. Con el fin de demostrar que el material cumple conlas exigencias de aplicaciones que requieren dureza superior a la que ofrecen los aceros al carbono simple en condiciones de temple y revenido, en la grafica de la figura 3.13 se comparan las curvas de la figura 3.12 con la curva de dureza de un acero al carbono con 0.3 % de carbono (según la figura 1.3), igual contenido promedio de carbono que el acero AC 3131, revenido en las mismas zonas de temperatura.
55 50 45 40 35 30 25 20 15 10

Dureza, HRC

acero al Cr-Mn-Si-Ni revenido 30 min acero al Cr-Mn-Si-Ni revenido 60 min acero al Cr-Mn-Si-Ni revenido 90 min acero al carbo 0.3 % revenido 60 min
450 500 550 600 650 700 750 800 850

Temperatura, K
Fig. 3.13 Comparación entre las curvas de la figura 3.12 y la curva de dureza de un acero al carbono con 0.3 % de carbono. (Autor)

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Puesto que la dispersión de los puntos experimentales representados en la figura 3.13 es de 1 HRC, se puede apreciar que para ambos aceros se obtienen curvas de dureza diferentes. Los valores de dureza del material estudiado en la zona de altas temperaturas de revenido son superiores a los valores de dureza de un acero con igual contenido de carbono (0.3%), como puede esperarse en los aceros de baja aleación. La diferencia es del orden de 20-25 HRC a la temperatura de 500-550 ºC. A partir de los graficos de las figuras 1.5 y 1.6 se puede demostrar que el mantenimiento de la dureza en el material se manifiesta como resultado de la adición de los elementos aleantes queforman parte de su composición química. El fenómeno se explica desde las transformaciones de fase durante el revenido, las cuales ocurren de manera mas lenta debido a la presencia de elementos aleantes. Como es de esperar en el caso del acero estudiado cuya concentración de cromo esta en el orden del 1 % (véanse los graficos de la figura 1.5), en las curvas de dureza contra temperatura de revenido de la grafica 3.12 no se observa la presencia de un pico en la zona de temperaturas de revenido mas altas, de forma tal que, la dureza en dependencia de la temperatura de revenido tiende a disminuir de forma continua. Este comportamiento indica que no se origina endurecimiento secundario por formación de carburos aleados durante el revenido a temperaturas elevadas de 500 ºC o mas. La existencia de tres curvas paralelas entre sí en la figura 3.12 evidencia que en el rango de temperaturas y tiempos seleccionados para el experimento se debe encontrar una ecuación de predicción de la dureza en función de estos parametros. En la actualidad existen diversos modelos de simulación que permiten predecir las propiedades mecanicas de los aceros después del tratamiento térmico. Ya se ha hecho referencia a la utilización del parametro de revenido de Hollomon para el caso de aceros templados, que permite estimar la evolución de la dureza en función del tiempo y la temperatura, y cuya solución para cada una de las temperaturas de revenido se define según la ecuación 1.4. Desde el punto devista practico el problema consiste en encontrar el valor de la constante de Hollomon para el acero AC 3131.

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La aplicación del método de mínimos cuadrados al ajustar la dureza en función del logaritmo del tiempo y de la temperatura, permite encontrar un valor de la constante de Hollomon igual a 10, el cual se diferencia de 20, valor reportado para numerosos aceros al carbono y de baja aleación. Como se puede observar en la grafica de la figura 3.14 para este valor de la constante la dureza ajusta bien a una recta.
Tabla 3.5 Resumen de la aplicación del método de mínimos cuadrados.

Valor Error Intercepto 62.83031 0.34076 Temperatura -0.02119 9.48508E-4 T lnt -0.00215 1.68747E-4 R-Cuadrado Ajustado 0.99333 Evidentemente, es posible utilizar en la predicción de dureza para temperaturas por encima de los 200 ºC y tiempos no muy cortos (sobre todo para tiempos algo mayores) la siguiente ecuación:

HRC = 63 − 0.0022 T (10 + ln t )
tiempo de revenido 30 min 60 min 90 min

3.1.

50 48 46

Dureza, HRC

44 42 40 38 36 6000 7000 8000 9000 10000 11000 12000

T(10 + ln t)

Fig. 3.14 Dureza Rockwell C en función del parametro de Hollomon para el acero AC 3131. (Autor)

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3.4.3 Resistencia a la Tracción Tal y como ocurre con la dureza, el revenido de la martensita también implica cambios en la resistencia del material. Motivado por la necesidad de hallar el valor de la resistencia a la tracción a diferentes temperaturas de revenido serealiza el ensayo de tracción a probetas revenidas en igual rango de temperaturas que la dureza, de 200 a 500 °C, pero esta vez por razones practicas a intervalos de 100 °C; el tiempo de permanencia que se utiliza aquí es de 30 minutos, tabla 3.6.
Tabla 3.6 Mediciones de la resistencia a la tracción.

Temperatura de Resistencia a la revenido (ºC) tracción, σb (MPa) 200 1530 300 1420 400 1350 500 1260 Los datos de la tabla 3.6 se grafican en la figura 3.15, que representa el comportamiento de la resistencia a la tracción en función de la temperatura de revenido durante 30 minutos. Del analisis del grafico se desprende que los puntos de datos muestran una clara tendencia a la disminución de la resistencia a la tracción con el aumento de la temperatura, tal y como es de esperar durante el revenido de los aceros.

Resistencia a la traccion, MPa

1550 1500 1450 1400 1350 1300 1250 200 250 300 350 400 450 500

Temperatura, ºC
Fig. 3.15 Resistencia a la tracción a temperatura ambiente en función de la temperatura de revenido para el acero AC 3131 revenido 30 minutos.

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En casos donde no es posible realizar un ensayo de tracción, la resistencia a la tracción se puede estimar a partir de los resultados de dureza ya que ambas propiedades mecanicas son a grandes rasgos proporcionales. En los resultados antes obtenidos se confirma que la dureza disminuye con el aumento de la temperatura e igual comportamiento muestra la resistencia a la tracción. Se sueleaceptar que entre la rotura y la dureza la relación de proporcionalidad es de tipo lineal, tal y como se confirma en el caso del acero estudiado cuya dependencia se representa graficamente en la figura 3.16.
1600 1550 1500 1450 1400 1350 1300 1250 1200 38 40 42 44 46 48 50

Resistencia a la traccion, MPa

Dureza, HRC
Fig. 3.16 Resistencia a la tracción en función de la dureza para el acero AC 3131 revenido 30 minutos. (Autor)

A partir de la línea de regresión ajustada para el conjunto de datos de resistencia a la tracción y dureza, se obtiene una ecuación cuyo intercepto (0.32571) no tiene un valor significativo, tal y como se desprende del analisis estadístico de su error (11.1832).
Tabla 3.7 Resumen de la aplicación del método de mínimos cuadrados.

Valor Error Intercepto 0.32571 11.1832 Pendiente 31.47519 0.28262 R-Cuadrado Ajustado 0.99968 -

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Luego, la ecuación que permite predecir la resistencia a la tracción puede escribirse así:

σ b = 31 (HRC )

3.2.

Ya que se estable una relación entre la dureza y el parametro de Hollomon, también es posible expresar la resistencia a la tracción en función de este parametro. Para ello se sustituyen los valores de dureza obtenidos experimentalmente por los valores calculados a partir del parametro de Hollomon. De esta manera se obtiene la ecuación 3.3 de resistencia a la tracción en función del parametro de Hollomon para un tiempo de revenido de 30 minutos. Los resultados que se obtienen con estaecuación se ajustan muy bien en relación a los valores experimentales.

σ b = 1948 − 0.067 T (10 + ln t )

3.3

La ecuación 3.3 tiene las mismas limitaciones que la ecuación de la dureza en función del parametro de Hollomon, es decir, solo puede ser utilizada en la predicción de la resistencia a la tracción para temperaturas superiores a los 200 ºC y para tiempos no muy cortos. Es necesario realizar mediciones de tracción para diferentes tiempos de revenido, a modo de completar el estudio y verificar la ecuación obtenida. 3.4.4 Tenacidad Ya se ha planteado que es necesario revenir la estructura martensítica para mejorar su tenacidad. Dada la necesidad de conocer el valor de la tenacidad del material a diferentes temperaturas de revenido se lleva a cabo el ensayo de impacto con entalla en V Charpy a probetas revenidas en idéntico rango de temperaturas que la dureza, o sea, de 200 a 550 °C a intervalos de 50 °C. Véanse los datos experimentales de la tabla 3.8, que se obtienen como promedio para cada temperatura de tratamiento.

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Tabla 3.8 Mediciones de la tenacidad.

Temperatura de Revenido, x (ºC) 200 250 300 350 400 450 500 550

Tenacidad, y (J/cm2) 15.3 16.2 15.7 21.5 24.2 23.1 27.3 29.1

Los datos de la tabla 3.8 se grafican en la figura 3.17, que muestra el comportamiento de la tenacidad con entalla en V Charpy en función de la temperatura para el material revenido 30 minutos. De la inspección de este grafico se ve que los puntosexperimentales manifiestan una tendencia general al aumento de la tenacidad con el aumento de la temperatura de revenido. Sin embargo, se revelan dos zonas de aparente retención o mas bien disminución de la tenacidad tal y como ocurre de manera general en aceros de baja aleación de contenido medio de carbono. La grafica que se muestra en la figura 3.17 indica que la tenacidad alcanza su primer maximo en probetas revenidas a 250 ºC. Con el aumento de la temperatura o, alrededor de los 300 ºC, se observa una retención de la curva ajustada que modela la tenacidad. A juicio del autor, la retención de la curva de tenacidad alrededor de los 300 ºC se corresponde con la fragilidad a los revenidos bajos. Este fenómeno tiene caracter irreversible y esta asociado a la transformación de la austenita retenida en ferrita y cementita para estructuras de carburos ordinarias. En la grafica de la figura 3.17, a partir de 300 ºC comienza una elevación intensa de la tenacidad. Tal comportamiento se infringe en la región de temperaturas próximas a los 450 ºC, en la que se observa una ligera disminución de esta propiedad. A criterio del autor, la disminución de la tenacidad alrededor de 450 ºC se relaciona con la fragilidad a los revenidos altos. Este fenómeno es de caracter reversible y bien se puede evitar con largos periodos de permanencia o lentos enfriamientos a través del intervalo de temperaturas de fragilización.

50


30

Tenacidad con entalla en V Charpy, J/cm2

28 26 24 2220 18 16 14 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600

Temperatura, ºC

Fig. 3.17 Tenacidad con entalla en V Charpy a temperatura ambiente en función de la temperatura de revenido para el acero AC 3131 revenido 30 minutos.

3.5 ANALISIS DE LOS RESULTADOS Con el tratamiento térmico de normalizado en el intervalo de temperaturas seleccionadas para el experimento se obtienen altos valores de dureza debido a la presencia de martensita, por lo que se puede afirmar que el acero tiene tendencia al autotemple. El estudio de la dureza constituye en esencia el punto de partida que se utiliza para el analisis de los tratamientos térmicos de temple y revenido. Las temperaturas y los regímenes de enfriamiento escogidos para el normalizado permiten determinar las condiciones iniciales del tratamiento térmico de revenido desde el punto de vista de la estructura y las propiedades mecanicas del material. En los rangos de temperatura y tiempo escogidos para el recocido se demuestra que es posible obtener bajos valores de dureza, con respecto a la dureza de normalizado, debido a la presencia de ferrita. Estos resultados se encuentran en el rango solicitado por las operaciones de maquinado requeridas para la obtención piezas, así como de las probetas destinadas a los experimentos de temple y revenido.

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Se puede resumir que, con la variación de estructura y dureza que se originan con los tratamientos térmicos de normalizado y recocido se logran obtener dos requisitosprevios a la caracterización de las propiedades mecanicas con el temple y revenido, o sea, obtener estructura martensítica que garantizara la dureza adecuada para las aplicaciones previstas del acero AC 3131, y lograr una dureza suficientemente baja para poder obtener las muestras antes de aplicar temple y revenido. Ya se ha comentado que la realización del temple y el revenido permiten escoger la zona de tratamiento térmico apropiada para lograr las propiedades mecanicas que requieren diversas aplicaciones. Tal y como se desprende del analisis metalografico y del estudio de propiedades mecanicas, los resultados se diferencian según se realice el revenido en las zonas de bajas o de altas temperaturas. De manera general, las muestras de acero revenidas a bajas temperaturas tienen elevadas propiedades de resistencia (dureza y resistencia a la tracción) y baja ductilidad, en correspondencia con lo que se puede esperar en este tipo de acero. Ademas, alrededor de los 300 ºC las muestras manifiestan una tendencia a la disminución de tenacidad (o bien a la fragilidad de revenido). Aunque este es un comportamiento leve, como ocurre en el caso de los aceros de medio carbono y baja aleación encontrados en la literatura (véase la figura 1.7), no es recomendable hacer tratamiento térmico en esta zona. Por su parte, las muestras de acero revenidas a temperaturas mas altas, poseen propiedades mecanicas que en su conjunto se consideran superiores a pesar que propiedades talescomo la dureza y la resistencia a la tracción disminuyen con la temperatura de revenido de forma continua; sin embargo las propiedades relacionadas con la ductilidad aumentan con la temperatura de revenido. También, de forma analoga a como sucede con el revenido del acero a 300 ºC, con el revenido alrededor de 450 ºC las muestras revelan una propensión a la fragilidad de revenido, o sea la disminución de la tenacidad. Si bien este fenómeno puede evadirse con condiciones de tratamiento y enfriamiento controlados (enfriamiento rapido), no es aconsejable realizar tratamiento térmico en esta zona.

52


Por tanto, los resultados del ensayo de impacto son muy importantes ya que la aparición de los mínimos de tenacidad influye de manera decisiva en la selección del régimen de tratamiento térmico del acero, o sea, durante el tratamiento térmico debe evitarse el calentamiento en las zonas de temperaturas donde es propensa la aparición de dichos fenómenos. En el caso particular de la dureza, para temperaturas mayores que 200 ºC presenta una tendencia monótona decreciente con respecto a la temperatura de revenido. Como se ha señalado, este es un fenómeno relativo a aceros que no cuentan en su concentración con suficientes elementos aleantes que puedan generar endurecimiento secundario por precipitación de carburos aleados. En la zona de altas temperaturas de revenido se obtienen valores de dureza del acero estudiado superiores a los de un acero al carbono con igualcontenido de carbono promedio, como puede esperarse en los aceros de baja aleación. O sea que, en las zonas medias y altas de temperatura de revenido el material garantiza el mantenimiento de su dureza en comparación con la del acero al carbono, cuya pendiente desciende de manera mas precipitada. Este resultado permite utilizar el metal en aplicaciones que requieran valores de dureza superiores a las que ofrecen los aceros al carbono simple. Dado el comportamiento monótono decreciente de las curvas de dureza y por medio del parametro de revenido de Hollomon, que toma un valor específico para el caso del acero estudiado, es posible encontrar una expresión matematica (véase la ecuación 3.1) que caracteriza la dureza en función del tiempo y la temperatura de revenido. Esta ecuación permite evaluar la dureza con un grado de precisión satisfactorio, dado el ajuste entre los datos experimentales y la ecuación de regresión utilizada, e incluso pronosticar su comportamiento para tiempos y temperaturas en la vecindad de los utilizados en los experimentos. De igual forma es posible hallar una expresión matematica (véase la ecuación 3.2) que define la dependencia de la resistencia a la tracción con respecto a la dureza. Con ayuda de la misma se puede determinar otra ecuación (véase la ecuación 3.3), esta vez para la resistencia a la tracción en función del parametro de revenido de Hollomon.

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Es valido destacar que, en todos los casos los valores calculados a partir deestas ecuaciones tienen como resultado valores que son coherentes a los resultados experimentales, siempre y cuando se respete las condiciones de temperatura mayores de 200 ºC y tiempos no muy pequeños. Aunque los resultados experimentales son obtenidos en condiciones de temperatura y tiempo limitados, se considera que pueden ser utilizados de forma practica para el calculo de la dureza y la resistencia a la tracción, puesto que toman en cuenta las temperaturas y tiempos típicos de tratamiento térmico para este tipo de muestras. No obstante lo señalado, la obtención de las ecuaciones que permiten predecir el comportamiento de la dureza y la resistencia a la tracción constituyen un resultado muy importante ya que pueden ser de utilidad para diversificar el uso del acero AC 3131, así como permitir a los termistas pronosticar las propiedades mecanicas aproximadas después del tratamiento térmico con diferentes temperaturas y tiempos.

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Conclusiones
1. El normalizado del acero AC 3131 desde un rango de temperaturas de 850 a 1150 ºC con enfriamiento en circunstancias de aire calmado y forzado permite confirmar que se forma estructura martensítica. 2. Con los resultados del diseño y experimentación del recocido desde 740 a 880 ºC con diferentes tiempos es posible establecer parametros de maquinado para este material que son imprescindibles para la fabricación de piezas. 3. El revenido en zonas de media y alta temperatura, del acero templado en aceite desde850 ºC con dureza en el orden de 52-53 HRC, no origina endurecimiento secundario por formación de carburos, lo que permite utilizar el parametro de Hollomon en la forma de la ecuación 1.4. 4. Para temperaturas de revenido por encima de los 200 ºC y tiempos no muy cortos se obtiene muy buen ajuste de los resultados experimentales de dureza en función del parametro de Hollomon, lo que permite estimar la dureza para cualquier temperatura y tiempo en el entorno de los experimentos realizados. 5. Se comprueba que el acero es susceptible a la fragilidad de revenido por lo que no deben realizarse revenidos alrededor de 300 ºC, mientras que, los revenidos próximos a 450 ºC deben efectuarse con enfriamiento rapido.

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Recomendaciones
1. Estudiar los fenómenos que propician la aparición de estructura martensítica después del normalizado. 2. Estudiar la influencia del cobalto y otros elementos minoritarios en las propiedades mecanicas del acero AC 3131 tomando en cuenta que en su producción se utiliza sínter de níquel proveniente de Moa y Nicaro. 3. Ampliar el rango de temperaturas de revenido, tanto hacia temperaturas menores de 200 ºC como por encima de 550 ºC, para tener una caracterización terminada de las propiedades mecanicas del acero en condiciones de temple y revenido. 4. Elaborar la Ficha Tecnológica de las propiedades del acero a partir de que se concluyan las investigaciones previstas en el proyecto Diversificación del Uso de Nuevo Acero Cubano.

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Anexo I Medición de propiedades mecanicas.
Tabla I.1 Mediciones de Dureza Rockwell C bajo diferentes regímenes de normalizado.

Temperatura ºC 1150 1130 1100 1050 1000 950 900 850 1150 1130 1100 1050 1000 950 900 850

Régimen de Enfriamiento aire calmado aire calmado aire calmado aire calmado aire calmado aire calmado aire calmado aire calmado aire forzado aire forzado aire forzado aire forzado aire forzado aire forzado aire forzado aire forzado

1 43.0 43.5 45.0 46.5 47.5 48.5 49.0 49.5 45.0 47.0 48.5 49.0 50.0 50.5 51.5 52.5

Mediciones de Dureza HRC 2 3 4 5 Promedio 42.5 43.0 42.5 43.0 42.8 44.0 43.5 43.5 43.5 43.6 44.5 44.5 44.5 44.5 44.6 46.5 45.5 46.5 45.5 46.1 47.0 48.0 48.0 47.5 47.6 48.0 48.5 49.0 49.0 48.6 49.0 49.5 49.5 49.5 49.3 49.0 50.0 50.0 49.5 49.6 46.0 46.0 45.5 44.5 45.4 46.0 46.5 46.5 47.0 46.7 46.5 48.0 47.5 48.0 48.5 48.5 49.5 49.5 49.0 49.9 51.0 51.0 50.0 50.5 50.0 50.5 51.0 51.0 51.5 50.952.0 51.0 51.5 51.0 51.4 52.0 52.0 52.0 51.5 52.0

Tabla I.2 Mediciones de Dureza Rockwell C bajo diferentes regímenes de recocido.

Mediciones de Dureza HRC Temperatura Tiempo ºC min 1 2 3 4 5 Promedio 740 30 26.5 26.0 26.5 25.5 25.0 25.9 740 60 25.0 26.0 24.5 24.0 26.0 25.1 740 90 22.5 23.5 22.0 21.5 24.0 22.7 760 30 27.0 26.5 25.5 27.0 26.5 26.5 760 60 26.0 25.5 26.0 25.4 26.5 25.9 760 90 23.0 25.5 24.5 24.5 24.0 23.7 780 30 27.5 26.0 26.5 28.0 27.0 27.0 780 60 26.0 26.5 26.0 26.0 26.5 26.2 780 90 25.0 25.0 25.5 25.0 24.0 24.9 800 30 26.0 26.5 27.5 27.5 26.0 26.7 800 60 26.0 27.0 27.0 26.0 26.0 26.4 800 90 25.0 26.0 24.5 25.0 26.5 25.6 840 30 27.0 27.0 26.5 27.5 28.0 27.7 840 60 26.0 27.5 27.0 27.0 27.0 26.7 840 90 25.0 26.0 25.0 26.0 25.5 25.7 880 30 27.0 29.0 27.0 28.0 27.0 28.1 880 60 28.0 26.6 28.0 29.0 27.0 27.6 880 90 29.0 26.0 29.0 27.0 25.0 27.2


Tabla I.3 Mediciones de Dureza Rockwell C bajo diferentes regímenes de temple.

Temperatura Tiempo Mediciones de Dureza HRC ºC min 1 2 3 Promedio 780 30 52.5 53.0 53.0 52.8 780 45 53.0 52.5 52.5 52.7 780 60 53.0 52.0 52.0 52.3 780 75 52.5 52.5 51.5 52.2 780 90 51.5 52.5 52.5 52.2 820 30 52.5 52.5 53.0 52.7 820 45 52.0 53.0 52.0 52.4 820 60 52.5 52.5 51.5 52.2 820 75 51.5 52.5 52.5 52.2 820 90 52.0 52.0 52.0 52.0 860 30 52.5 52.5 52.5 52.5 860 45 52.5 52.0 53.0 52.3 860 60 51.5 52.5 52.5 52.2 860 75 52.5 51.5 51.5 52.2 860 90 52.0 52.5 49.5 52.0
Tabla I.4 Mediciones de Dureza Rockwell C bajodiferentes regímenes de revenido.

Temperatura Tiempo Mediciones de Dureza HRC ºC min 1 2 3 Promedio 200 30 49.0 50.0 50.0 49.7 200 60 48.0 48.0 49.0 48.3 200 90 48.0 48.0 47.5 47.8 250 30 47.5 48.0 48.0 47.8 250 60 48.0 47.0 47.0 47.3 250 90 47.0 47.0 46.0 46.7 300 30 46.5 46.5 46.5 46.5 300 60 45.5 45.5 45.5 45.5 300 90 45.0 46.0 45.0 45.3 350 30 46.0 45.0 45.0 45.3 350 60 44.0 43.5 44.5 44.0 350 90 44.0 43.5 44.0 43.8 400 30 44.0 44.5 44.0 44.3 400 60 43.5 42.5 43.0 43.0 400 90 41.5 42.0 42.5 42.0 450 30 42.0 42.0 42.0 42.0 450 60 41.0 41.0 41.0 41.0 450 90 40.0 41.0 40.0 40.3 500 30 41.0 40.5 41.0 40.8 500 60 39.0 40.0 40.0 39.7 500 90 39.0 39.5 38.5 39.0 550 30 39.0 38.0 39.0 38.7 550 60 38.0 39.0 38.0 38.3


Tabla I.4 Continuación.

Temperatura Tiempo Mediciones de Dureza HRC ºC min 1 2 3 Promedio 550 90 38.0 37.0 37.0 37.3
Tabla I.5 Mediciones de resistencia a la tracción bajo diferentes regímenes de revenido.

Temperatura ºC 200 300 400 500

1 1540 1420 1360 1260

Resistencia a la tracción MPa 2 3 Promedio 1530 1520 1530 1430 1410 1420 1340 1350 1350 1260 1260 1260

Tabla I.6 Mediciones de tenacidad bajo diferentes regímenes de revenido.

Temperatura ºC 200 250 300 350 400 450 500 550

1 15.8 15.9 15.4 21.8 23.9 23.1 27.6 28.8

Tenacidad J/cm2 2 3 Promedio 15.4 14.7 15.3 16.1 16.5 16.2 16.1 15.6 15.7 21.5 21.3 21.5 24.4 24.4 24.2 22.7 23.4 23.1 27.0 27.4 27.3 29.2 29.3 29.1