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INFLUENCIA DEL TIEMPO DE TRATAMIENTO ISOTERMICO EN UN ACERO CON
CONTENIDO DE SILICIO CERCANO AL 1,5% Y DEFORMADO PLASTICAMENTE
EN 35% EN LA FORMACION DE BAINITA
EDWAR ARMANDO ROMERO GARZON
YEFERSON SOTELO ORTIZ
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSE DE CALDAS
FACULTAD TECNOLOGICA
INGENIERIA MECANICA
2018
INFLUENCIA DEL TIEMPO DE TRATAMIENTO ISOTERMICO EN UN ACERO CON
CONTENIDO DE SILICIO CERCANO AL 1,5% Y DEFORMADO PLASTICAMENTE
EN 35% EN LA FORMACION DE BAINITA
EDWAR ARMANDO ROMERO GARZON
YEFERSON SOTELO ORTIZ
Tesis para optar al grado de:
INGENIERO MECÁNICO
Tutor. Ing. CARLOS ARTURO BOHORQUEZ
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSE DE CALDAS
FACULTAD TECNOLOGICA
INGENIERIA MECANICA
2018
AGRADECIMIENTOS
Inicialmente queremos agradecer a nuestros padres, pues sin el apoyo incondicional de
ellos, habría sido imposible lograr este sueño.
Al profesor Carlos Arturo Bohórquez, pues fue él quien nos brindó esta oportunidad, y
más importante, nos guio por el camino correcto para sacar adelante este proyecto.
Al doctor Arnoldo Bedolla Jacuinde por abrirnos las puertas del Instituto de
Investigaciones Metalúrgicas de la Universidad Michoacana San Nicolás de Hidalgo en
la ciudad de Morelia, México, donde se llevó a cabo toda la fase experimental de este
trabajo, acompañados siempre de un ambiente de amabilidad y generosidad.
Al profesor Mauricio Alejandro Sierra Cetina, por su disponer de su tiempo
incondicionalmente para guiar el análisis proveniente de los resultados.
Y por último a la Universidad Distrital Francisco José de Caldas, pues gracias a ella fue
que pudimos cumplir esta gran meta
RESUMEN
Este proyecto se lleva a cabo en las instalaciones del Instituto de Investigaciones
Metalúrgicas de la Universidad Michoacana San Nicolás de Hidalgo en la ciudad de
Morelia, México.
Se realizo un proceso de fundición, deformación plástica, tratamiento térmico y
caracterización a un acero de tipo bainítico, con un contenido de Silicio cercano al 1.5%
en peso. Con el fin de analizar la influencia de dicho tratamiento térmico (isotérmico) en
cada probeta, previamente deformadas plásticamente por medio de una maquina
laminadora en un 35%, que se desarrollará en dos tiempos (cuatro y ocho horas) a una
temperatura de 450°C. En estos parámetros se lleva a cabo la transformación bainítica.
Todo lo anteriormente expresado, se desarrolla con el fin de determinar como el
tratamiento térmico y la deformación plástica como parte de las posibles reformas en la
composición del material, para las posibles mejoras en las propiedades de un material,
en este caso aceros bainíticos.
INTRODUCCIÓN
El desarrollo de nuevos productos y la evolución de otros exigen mayores estándares
de calidad en las materias primas de cualquier producto del mercado. Por esto se
requiere que cualquier material empleado para su elaboración deba cumplir ciertas
especificaciones desde diversos puntos de vista, como lo son las propiedades
mecánicas y químicas del mismo.
En los aceros, por lo general siempre se intenta el aumento de facultades que permitan
a bajo costo disminuir la complejidad del diseño; un ejemplo es la capacidad estructural
donde se buscan materiales con excelente resistencia y tenacidad con el fin de no
necesitar grandes secciones de material. Todo esto siempre debe ser pensado con
criterios económicos racionales que den una mayor competencia del producto en el
mercado final para que siga siendo asequible para el consumidor. Gracias a lo anterior,
se pretende fabricar un acero específico, con bajos costos de manufactura y con alto
impacto a nivel industrial y comercial.
INDICE DE FIGURAS
Figura 1 Relación entre un diagrama TTT en un acero hipoeutectoide con un
contenido de carbono x con su correspondiente diagrama de fases ........................... 17
Figura 2 Lingoteras ..................................................................................................... 25
Figura 3 Material base ................................................................................................ 28
Figura 4 Sorel ............................................................................................................. 28
Figura 5 Manganeso ................................................................................................... 28
Figura 6 Silicio ............................................................................................................ 28
Figura 7 Cromo ........................................................................................................... 29
Figura 8 Horno de inducción ....................................................................................... 29
Figura 9 Molde análisis químico .................................................................................. 30
Figura 10 Lingoteras con material del crisol ................................................................ 30
Figura 11 Corte de lingotes ......................................................................................... 31
Figura 12 Diagrama TTT usando el programa J Mat Pro ............................................ 31
Figura 13 Laminado y Proceso Isotérmico 4 horas ..................................................... 33
Figura 14 Laminado y proceso Isotérmico 8 horas ...................................................... 33
Figura 15 Horno con baño de sales para tratamiento térmico ..................................... 34
Figura 16 Microestructura en condición As Cast 100X ................................................ 36
Figura 17 Microestructura en condición as cast. Nital al 3%. 500X ¡Error! Marcador no
definido.
Figura 18 Microestructura 200X Figura 19 Microestructura 500X
................................................................................................................................... 38
Figura 20 Microestructura 5000X Figura 21 Microestructura 12000X
................................................................................................................................... 39
Figura 22 Microestructura 9500X con marca para análisis EDS ................................. 39
Figura 23 Grafica EDS del punto 1 de la figura 28 ...................................................... 40
Figura 24 Microestructura 500X Figura 25 Microestructura 1000X
................................................................................................................................... 41
Figura 26 Microestructura 5000X Figura 27 Microestructura
12000X ....................................................................................................................... 41
Figura 28 Microestructura 4 horas 100X Figura 29 Microestructura 8 horas
100X .............................................................................. ¡Error! Marcador no definido.
Figura 30 Microestructura 4 horas 5000X Figura 31 Microestructura 8
horas 5000X ............................................................................................................... 42
INDICE DE TABLAS
Tabla 1 Porcentajes de material para realizar los cálculos para la fundición ............... 26
Tabla 2 Sistema de ecuaciones 5X5 ........................................................................... 26
Tabla 3 Composición química del material .................................................................. 35
Tabla 4 Comparación valor teórico y valor real ........................................................... 35
Tabla 5 Durezas material a 4 horas ............................................................................ 42
Tabla 6 Durezas material a 8 horas ............................................................................ 43
Tabla de contenido
Tabla de contenido ....................................................................................................... 8
1. Planteamiento del problema ................................................................................ 10
1.1. Estado del arte ............................................................................................. 10
1.2. Justificación .................................................................................................. 14
2. Objetivos.............................................................................................................. 15
2.1. Objetivo general ........................................................................................... 15
2.2. Objetivos específicos .................................................................................... 15
3. Marco teórico ....................................................................................................... 16
3.1. EL ACERO Y SU COMPOSICIÓN ................................................................ 16
3.2. TIPOS DE MICRO ESTRUCTURAS EN LOS ACEROS ............................... 16
3.2.1. FERRITA ............................................................................................... 17
3.2.2. CEMENTITA .......................................................................................... 18
3.2.3. PERLITA ............................................................................................... 18
3.2.4. AUSTENITA .......................................................................................... 18
3.2.5. MARTENSITA ....................................................................................... 19
3.2.6. LEDEBURITA ........................................................................................... 19
3.2.7. BAINITA ..................................................................................................... 19
3.3. ACEROS BAINITICOS ................................................................................. 20
3.3.1. EFECTO DEL SILICIO EN LA MICROESTRUCTURA BAINITICA ........ 20
3.4. DEFORMACIÓN PLÁSTICA ......................................................................... 21
3.4.1. PROCESOS DE CONFORMADO ......................................................... 21
3.5. TRATAMIENTOS TERMICOS ...................................................................... 22
3.5.1. ETAPAS DEL TRATAMIENTO TÉRMICO ............................................. 22
3.5.2. TIPOS DE TRATAMIENTOS TÉRMICOS ............................................. 22
4. Metodología ......................................................................................................... 24
4.1. FABRICACION DE MOLDES PARA FUNDICION ........................................ 25
4.2. OBTENCIÓN DE CARGA PARA FUNDICIÓN EN HORNO .......................... 25
4.3. FUNDICIÓN .................................................................................................. 29
4.4. PROCESO DE DEFORMACIÓN PLASTICA Y TRATAMIENTO ISOTERMICO
31
4.5. TRATAMIENTO ISOTERMICO. .................................................................... 33
5. Análisis de resultados .......................................................................................... 35
5.1. COMPOSICION QUIMICA DEL MATERIAL ................................................. 35
5.2. CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL ............................................. 36
5.2.1. AS CAST ............................................................................................... 36
5.2.2. MICROESTRUCTURA CON DEFORMACION PLASTICA DEL 35% CON
TRATAMINETO TERMICO DE 4 HORAS ATACADA CON NITAL AL 3% ........... 37
5.2.3. MICROESTRUCTURA CON DEFORMACION PLASTICA DEL 35% CON
TRATAMINETO TERMICO DE 8 HORAS ATACADA CON NITAL AL 3% ........... 41
5.3. COMPARACION ENTRE TRATATIENTO TERMICO REALIZADO A 4 Y 8
HORAS ................................................................................................................... 42
5.4. DUREZAS .................................................................................................... 42
5.5. IMPACTO ..................................................................................................... 44
BIBLIOGRAFÍA ........................................................................................................... 46
10
1. Planteamiento del problema
En la industria metalúrgica actual, existen los aceros bainíticos, que son creados a partir
de tratamientos termomecánicos y con variaciones en el porcentaje de elementos
aleantes en su composición química. No obstante, estos presentan aún muchas
desventajas ante otros aceros fabricados por procesos convencionales y gracias a ello
siguen siendo motivo de estudio a nivel mundial. En este proyecto se pretende analizar
el cambio generado en su composición química y a través de su tratamiento
termomecánico.
1.1. Estado del arte
Desde el descubrimiento de los materiales metálicos y en especial, la creación de los
aceros al carbono, este ha sido el más universal y exitoso de todos, gracias a sus
innumerables aplicaciones, su fácil obtención en el mercado y su bajo coste tanto de
producción como de adquisición.
Con el paso de los años, por medio de los avances tecnológicos, estudios y
experimentos científicos, han nacido nuevos materiales, con aleaciones de diferentes
tipos, con propiedades químicas y mecánicas muy diversas, lo que permite una gran
variedad de opciones a escoger en dicho ejemplar, dependiendo la aplicación para la
que se necesita.
Los primeros en indagar en la bainita, fueron Davenport y Bain. Este descubrimiento
surgió al ser observada por estos dos científicos, quienes se percataron de que aquella
forma era muy diferente a la martensita o a la perlita que puede presentar un metal. Así,
determinaron que es una microestructura en forma de láminas, creada a partir la
transformación isotérmica de la austenita, donde se suprimen en gran cantidad los
carburos presentes en el material [1].
Posteriormente, el PhD. Harry Badeshia, profesor de la universidad de Cambridge,
realizó un sinfín de estudios relacionados con materiales aleados, entre los cuales se
encuentran los aceros bainiticos. Estos no han sido fáciles de establecer en la industria
por la presencia de algunas falencias en sus propiedades, razón por la cual hace de
estos materiales, tema aun de frecuentes estudios para lograr en algún momento el
desarrollo de un súper aleado y llegar a conseguir los anhelados resultados [2].
En el año 2009, Maria Jesus Santofimia Navarro, de la universidad Complutense de
Madrid, en su tesis doctoral realiza un análisis profundo de los aceros bainiticos libres
de carburos. Allí resalta la importancia del tratamiento isotérmico en el metal para lograr
la transformación requerida en la microestructura. “Mediante el uso de diferentes
técnicas experimentales tales como la dilatometría, la resistividad eléctrica, medidas
magnéticas y la observación metalográfica se ha comprobado en un amplio grupo de
aceros que existe una temperatura bien definida, por encima de la cual no se puede
11
formar bainita. La cantidad de bainita que se forma a temperaturas inferiores a la
temperatura “Bs” aumenta a medida que disminuye la temperatura de transformación y,
para una temperatura de transformación dada, aumenta de forma sigmoidal con el
tiempo hasta alcanzar un valor asintótico, el cual no cambia en tratamientos
prolongados, incluso cuando quedan cantidades sustanciales de austenita sin
transformar.” [3] .
Más adelante, en el año 2013, Juan Cornide, también estudiante de la universidad
Complutense de Madrid, en su tesis doctoral también explica que “la transformación
bainítica es una transformación displaciva, donde la nueva fase se forma con una
correspondencia directa con la red cristalina de la fase de la que proviene, y por una
deformación de plano invariante con una componente de cizalla. Sin embargo, todavía
existe una gran discusión sobre el papel que juega el Carbono en los procesos de
crecimiento de la bainíta. De esta forma, el debate actual sobre la transformación
bainítica se centra en si la bainíta crece sobresaturada en Carbono, cómo afirma la
teoría, y los procesos de difusión de Carbono, no inhibidos a las temperaturas de
transformación bainítica, provocan la descarburación de la ferrita y el correspondiente
enriquecimiento de la austenita adyacente; o por el contrario, la bainita crece bajo
condiciones de equilibrio, cómo afirma la teoría difusional, y su crecimiento está
controlado por la velocidad a la cual el Carbono puede difundir a través de la interfase,
de forma análoga a la transformación Widmanstätten, con la única diferencia que
durante la reacción bainítica se produce la precipitación de carburos delante de la
interfase.” [4]
Lo anterior es complementado por la explicación que hace Santofimia acerca del
fenómeno de reacción incompleta, donde afirma que es otra de las evidencias para la
aceptación de la teoría displaciva de la transformación bainítica frente a la
reconstructiva. Una vez que ha comenzado la transformación bainítica, ésta tiene lugar
mediante la nucleación sucesiva de subunidades de bainíta sobresaturadas en carbono
hasta que alcanzan un tamaño determinado. Inmediatamente después, la subunidad
expulsa el carbono excedente a la austenita de alrededor. Esta transformación continúa,
enriqueciendo progresivamente en carbono la austenita residual mientras que el cambio
de energía libre sea favorable [3].
Así, se puede asegurar que “cada placa de bainita nuclea involucrando procesos de
difusión de carbono en condiciones de paraequilibrio y crece adifusionalmente
sobresaturada en carbono, para inmediatamente después expulsar el exceso de
carbono a la austenita residual. La siguiente placa de bainita nuclea y crece a partir de
una austenita enriquecida en carbono, en mayor o menor medida dependiendo de si ha
habido precipitación o no de carburos en las placas de bainita o en la austenita residual.
Este proceso de nucleación y crecimiento se detiene cuando la concentración en
carbono de la austenita alcanza contenidos máximos correspondientes a la composición
química determinada. Efectivamente, la reacción queda “incompleta” pues la austenita
no alcanza su composición de equilibrio”. Con base en todo lo anterior, y teniendo en
cuenta dichas teorías y fenómenos, “las subunidades de bainíta crecen de modo
adifusional y sobresaturadas en carbono hasta alcanzar un tamaño final. Si todo este
carbono es expulsado a la austenita residual, la microestructura bainítica obtenida es
bainita superior. Sin embargo, a bajas temperaturas de transformación o ante elevadas
12
concentraciones de carbono, se puede favorecer la precipitación de carburos
(generalmente, cementita) dentro de la subunidad de ferrita bainítica, antes de que se
produzca la expulsión total de carbono a la austenita residual. En tal caso, la
microestructura bainítica corresponde a bainita inferior”, explica Santofimia [3].
Juan Cornide, en su tesis, afirma que uno de los problemas más grandes en los aceros
bainíticos, que afectan fuertemente la tenacidad del material, es la presencia de
“partículas groseras de cementita gracias a su baja solubilidad”, las cuales se evitan
agregando cantidades cercanas al 1,5% en peso de Silicio en el acero aleado. Esta
adición retrasa la precipitación de la austenita residual tras la formación de bainita en la
estructura, mientras que el Carbono es expulsado como consecuencia de la formación
de bainita y enriquece dicha austenita estabilizándose así hasta la temperatura
ambiente. El resultado de lo anterior es una microestructura formada por placas muy
finas de bainita, separadas por regiones de austenita en forma de láminas enriquecidas
en Carbono [4].
Esta hipótesis ha sido investigada mediante el cálculo del diagrama de fases de
paraequilibrio correspondiente a la coexistencia de austenita y cementita por Bhadeshia
utilizando MTDATA, que es un algoritmo de minimización de la energía libre de Gibbs
que trabaja en conjunción con una base de datos [2].
Debido a esto, en este proyecto se pretende desarrollar un acero con microestructura
de bainita superior compuesta de bainita y austenita retenida y totalmente libre de
carburos, gracias al Silicio, que se pretende sea inhibidor de la cementita en el proceso,
evitando la aparición de dichas partículas con la precipitación de los carburos que se
puedan presentar y aunque, Cornide asegura que “la microestructura de bainita libre de
carburos no satisface en algunas ocasiones todas sus expectativas gracias a la
inestabilidad de la austenita cuando se presenta en la microestructura en forma de
grandes bloques atrapados entre las plumas de bainita”, con el silicio se pretende
estabilizar la austenita residual hasta temperatura ambiente obteniendo finalmente
austenita retenida.
Las láminas de austenita que se encuentran dispersas en la bainita, según Cornide,
juegan un papel bastante importante si se habla de la ductilidad del acero gracias a su
contenido de Carbono, gracias a que permiten alcanzar valores significativos de
alargamiento en el aumento progresivo del endurecimiento por trabajado del material
[4]. Esto se debe a la austenita se convierte en martensita bajo la acción de la
deformación plástica del material (TRIP). Así mismo, este efecto, influye directamente
en la tenacidad y dureza del material.
El observatorio tecnológico del metal OTEA, en una de sus publicaciones, explica el
efecto TRIP como la aparición de una fase dura entorno a la ferrita que crea un
endurecimiento por deformación plástica. Sin embargo, en los TRIP la austenita retenida
también se transforma progresivamente en martensita con el aumento de la tensión, con
lo cual aumenta aún más la dureza. En los TRIP también interviene la velocidad de
deformación, factor muy importante para las propiedades que afectan a la resistencia al
impacto.
13
El nivel de austenita retenida que se transforma en martensita dependerá del contenido
de carbono. A bajos niveles de carbono, la austenita retenida empezará a transformarse
inmediatamente bajo deformaciones. A altos niveles de carbono la austenita retenida
será más estable y se transformará con niveles de esfuerzos mayores. Este será la
causa de que este material tenga una excelente capacidad para absorción del impacto,
e ira aumentando conforme aumente la deformación.
Asdrubal Valencia, profesor de la Universidad de Antioquia, también ha incursionado
bastante en la producción de nuevos aceros con características predeterminadas,
argumentando que “una de las maneras de aumentar esta tasa de endurecimiento por
deformación es introducir partículas que sean efectivas anclando las dislocaciones. Otro
método es hacer que la deformación local induzca la formación local de martensita, lo
cual a su vez aumentará la resistencia evitando la inestabilidad plástica, siendo esta una
transformación inducida por el flujo plástico.
Valencia hace referencia a un experimento realizado por Zackay en 1987, donde tenían
un acero con contenido de Si del 1,9%, este fue homogenizado a 1120° C durante una
hora, luego enfriado a temperatura ambiente, y finalmente deformado en un 80% a 450°
C con enfriamiento hasta -196° C. Este tratamiento tenía como propósitos producir una
dispersión fina de carburos y una elevada densidad de dislocaciones en la matriz, y
también demostrar la perdida de Carbono de la solución solida al precipitar de esta
manera. Se procedió a deformar a temperatura ambiente y el flujo local indujo
martensita, por tanto, los valores de tensión estaban por encima de los correspondientes
a aceros convencionales templados y revenidos, con alargamientos considerables.
Los resultados también demostraron que la composición química, y en particular el
contenido en Carbono, es uno de los factores más influyentes en la estabilidad mecánica
de la austenita. La presencia de austenita de muy diferentes tamaños con un amplio
rango de composiciones de Carbono facilita la formación continua y progresiva de
martensita por efecto TRIP, permitiendo distribuir el efecto de la transformación a un
mayor grado de deformación y así posponer la presencia de grandes cantidades de
martensita en estados muy iniciales de deformación [5].
En la universidad Nacional de Colombia, Msc Mauricio Alejandro Cetina, realizó, para
optar a su título de Maestro en materiales, un proceso de caracterización de un acero
bainítico con un atenuante en el elemento Boro como aleante en el metal, iniciando
desde su proceso de fundición. El contenido de Silicio en tal material fue elevado
(cercano al 1,5%) con el fin de retardar la precipitación de cementita como fue explicado
anteriormente. Así mismo, realizo un proceso termomecánico, donde deformo
plásticamente el material, comprobando al final las ya explicadas ventajas que tiene una
transformación TRIP en las propiedades mecánicas del material, junto con el Boro como
elemento aleante.
Al final del proyecto, Cetina Sierra obtuvo un acero libre de carburos con altas
propiedades mecánicas comparables con las de los aceros de alta resistencia,
concluyendo en que estos nuevos materiales hacen parte de los nuevos aceros con
usos específicos y con un campo de ductibilidad apreciable [6].
14
Con base en todo lo anterior, se decide realizar una deformación plástica al material
después de fundido en un 35%, con el fin de demostrar todo lo expuesto por los expertos
en el tema, añadiendo un tratamiento isotérmico a 450° C y variando en dos valores los
tiempos de permanencia en dicha temperatura, con el fin de determinar la influencia de
dichos tiempos en las características finales de la aleación.
1.2. Justificación
En la actualidad existe un amplio abanico de materiales con excelentes propiedades, lo
que ha hecho que el estudio de nuevos aceros sea tendencia desde hace muchos años.
Estos aceros “avanzados” deben ofrecer una combinación de ventajosas características
como son la resistencia, dureza, templabilidad, plasticidad, durabilidad y bajo coste de
manufactura. Estos desarrollos se han realizado modificando y mejorando su
microestructura mediante procesos que se caracterizan por usar diferentes técnicas
existentes de hace muchos años. Allí se pretende la adición de componentes aleantes
y el uso de tratamientos termo mecánicos para lograr este fin establecido. Es así como
nacen los aceros bainíticos, caracterizados por su alto grado de resistencia mecánica,
su ductibilidad y en menos proporción su tenacidad. Estos últimos, han sido motivo de
estudio desde su descubrimiento, siempre con el fin de mejorar sus falencias y
pretendiendo posicionarlos como materiales competitivos y comerciales a nivel
industrial.
15
2. Objetivos
2.1. Objetivo general
Determinar la influencia en la formación de bainita del tiempo de tratamiento isotérmico
en un acero deformado plásticamente en 35% y con contenido de Silicio cercano al 1,5%
en peso.
2.2. Objetivos específicos
- Calcular el balance de carga para obtener la composición química deseada y
posteriormente fundir el acero.
- Realizar el análisis químico, cálculo de temperaturas críticas para establecer la
secuencia de tiempos y temperaturas y así realizar la deformación plástica y el
tratamiento isotérmico.
- Caracterizar el acero aleado obtenido mediante técnicas de microscopia óptica, SEM,
dureza, y establecer la formación de las fases
16
3. Marco teórico
3.1. EL ACERO Y SU COMPOSICIÓN
Un acero, es una aleación de hierro con pequeñas cantidades de materiales que por si
solo, posee en su microestructura cristales de ferrita únicamente, razón por la cual el
material es poco resistente a deformaciones plásticas. Mediante pocas adiciones de
diferentes elementos en su composición química y diferentes tratamientos, dichos
cristales de ferrita cambian de fase de tal forma que se crean estructuras cristalinas
diferentes que permiten un gran incremento en una o varias de las propiedades
mecánicas del material.
Una forma alotrópica se presenta cuando una misma sustancia o compuesto difiere
porque los átomos se agrupan en diferentes estructuras. En un artículo publicado por la
Universidad Autónoma de Manizales, se definen las formas alotrópicas del acero en
fases alfa, beta, gama y delta de la siguiente manera:
El hierro cristaliza en la fase alfa hasta la temperatura de 768ºC. La red espacial a la
que pertenece es la red cúbica centrada en el cuerpo (BCC). La distancia entre átomos
es de 2.86 Å. El hierro alfa no disuelve prácticamente en carbono, no llegando al 0.008%
a temperatura ambiente, teniendo como punto de máxima solubilidad a T=723ºC
(0,02%).
La fase beta existe de 768ºC a 910ºC. Cristalográficamente es igual a la alfa, y
únicamente la distancia entre átomos es algo mayor: 2.9 Å a 800ºC y 2905ºC a 900ºC.
La fase gamma se presenta de 910ºC a 1400ºC. Cristaliza en la estructura FCC. El cubo
de hierro gamma tiene más volumen que el de hierro alfa. El hierro gamma disuelve
fácilmente en carbono, creciendo la solubilidad desde 0.85% a 723ºC hasta 1.76% a
1130ºC para decrecer hasta el 0.12% a 1487ºC. Esta variedad de Fe es no magnética.
La fase delta se inicia a los 1400ºC, observándose, entonces una reducción en el
parámetro hasta 2.93Å, y un retorno a la estructura BCC. Su máxima solubilidad de
carbono es 0.007% a 1487ºC. Esta variedad es poco interesante desde el punto de vista
industrial. A partir de 1537ºC se inicia la fusión del Fe puro [7].
3.2. TIPOS DE MICRO ESTRUCTURAS EN LOS ACEROS
Para poder estudiar con detalle las transformaciones de fase que tienen lugar en un
acero, se puede utilizar como recurso un diagrama Temperatura-Tiempo
Transformación (TTT) (figura 1), junto a un esquema del diagrama de equilibrio Fe-C.
En general, el diagrama TTT de un acero está formado por dos curvas en forma de
letra C y situadas en un intervalo diferente de temperaturas. El origen de esta 18 forma
reside en la naturaleza de las transformaciones de fase que describe cada uno de
17
estos frentes. En la nucleación de estas fases a partir de austenita están involucrados
tanto procesos de difusión como termodinámicos. La situación óptima se produce en la
zona central de cada frente de transformación, dando lugar a la característica forma de
C. La curva C superior representa el tiempo requerido para que se produzca el inicio
de las transformaciones reconstructivas a ferrita o perlita, mientras que la inferior
corresponde a la formación displaciva de bainita, ferrita acicular o ferrita
Widmanstätten. Se observa además una línea horizontal inferior que corresponde con
la temperatura MS de inicio de la transformación martensítica. Aunque en algunos
aceros las dos curvas C pueden solapar, en ocasiones puede observarse una línea
horizontal sobre la curva C inferior, que indica la máxima temperatura, Th, a la cual se
puede formar la ferrita por un mecanismo displacivo, ya sea ferrita Widmanstätten,
ferrita acicular o bainita. [6].
Figura 1 Relación entre un diagrama TTT en un acero hipoeutectoide con un contenido de carbono x con su correspondiente diagrama de fases
3.2.1. FERRITA
La ferrita es una solución sólida de carbono en hierro alfa, en la cual su solubilidad a la
temperatura ambiente es tan pequeña que no llega a disolver ni un 0.008% de C. Es por
esto que prácticamente se considera la ferrita como hierro alfa puro. La ferrita es el más
blando y dúctil constituyente de los aceros. Cristaliza en una estructura BCC. Tiene una
dureza de 95 Vickers, y una resistencia a la rotura de 28 Kg/mm2, llegando a un
alargamiento del 35 al 40%. Además de todas estas características, presenta
propiedades magnéticas. En los aceros aleados, la ferrita suele contener Ni, Mn, Cu, Si,
Al en disolución sólida sustitucional. Al microscopio aparece como granos monofásicos,
con límites de grano más irregulares que la austenita. El motivo de esto es que la ferrita
se ha formado en una transformación en estado sólido, mientras que la austenita,
procede de la solidificación.
18
3.2.2. CEMENTITA
La cementita es un carburo de hierro y por tanto su composición es de 6.67% de C y
93.33% de Fe en peso. Es el constituyente más duro y frágil de los aceros, alcanzando
una dureza de 960 Vickers. Cristaliza formando un paralelepípedo ortorrómbico de gran
tamaño y es magnética hasta los 210ºC, temperatura a partir de la cual pierde sus
propiedades magnéticas.
3.2.3. PERLITA
La perlita es un constituyente compuesto por el 86.5% de ferrita y el 13.5% de cementita,
es decir, hay 6.4 partes de ferrita y 1 de cementita. La perlita tiene una dureza de
aproximadamente 200 Vickers, con una resistencia a la rotura de 80 Kg/mm2 y un
alargamiento del 15%. Cada grano de perlita está formado por láminas o placas
alternadas de cementita y ferrita. Esta estructura laminar se observa en la perlita
formada por enfriamiento muy lento. Si el enfriamiento es muy brusco, la estructura es
más borrosa y se denomina perlita sorbítica. Si la perlita laminar se calienta durante
algún tiempo a una temperatura inferior a la crítica (723 ºC), la cementita adopta la forma
de glóbulos incrustados en la masa de ferrita, recibiendo entonces la denominación de
perlita globular.
3.2.4. AUSTENITA
La austenita es el constituyente más denso de los aceros, y está formado por la solución
sólida, por inserción, de carbono en hierro gamma. La proporción de C disuelto varía
desde el 0 al 1.76%, correspondiendo este último porcentaje de máxima solubilidad a la
temperatura de 1130 ºC. La austenita en los aceros al carbono, es decir, si ningún otro
elemento aleado, empieza a formarse a la temperatura de 723ºC. También puede
obtenerse una estructura austenítica en los aceros a temperatura ambiente, enfriando
muy rápidamente una probeta de acero de alto contenido de C a partir de una
temperatura por encima de la crítica, pero este tipo de austenita no es estable, y con el
tiempo se transforma en ferrita y perlita o bien cementita y perlita.
Excepcionalmente, hay algunos aceros al cromo-niquel denominados austeníticos y
comercialmente denominados como inoxidables, cuya estructura es austenítica a la
temperatura ambiente. La austenita está formada por cristales cúbicos de hierro gamma
con los átomos de carbono intercalados en las aristas y en el centro. La austenita tiene
una dureza de 305 Vickers, una resistencia de 100 Kg/mm2 y un alargamiento de un 30
% y no presenta propiedades magnéticas.
19
3.2.5. MARTENSITA
Bajo velocidades de enfriamiento bajas o moderadas, los átomos de C pueden
difundirse hacia afuera de la estructura austenítica. De este modo, los átomos de Fe se
mueven ligeramente para convertir su estructura en una tipo BCC. Esta transformación
gamma-alfa tiene lugar mediante un proceso de nucleación y crecimiento dependiente
del tiempo (si aumentamos la velocidad de enfriamiento no habrá tiempo suficiente para
que el carbono se difunda en la solución y, aunque tiene lugar algún movimiento local
de los átomos de Fe, la estructura resultante no podrá llegar a ser BCC, ya que el
carbono está “atrapado” en la solución). La estructura resultante denominada
martensita, es una solución sólida sobresaturada de carbono atrapado en una estructura
tetragonal centrada en el cuerpo. Esta estructura reticular altamente distorsionada es la
principal razón para la alta dureza de la martensita, ya que como los átomos en la
martensita están empaquetados con una densidad menor que en la austenita, entonces
durante la transformación (que nos lleva a la martensita) ocurre una expansión que
produce altos esfuerzos localizados que dan como resultado la deformación plástica de
la matriz.
Después de la cementita, la martensita es el constituyente más duro de los aceros y se
presenta en forma de agujas y cristaliza en la red tetragonal. La proporción de carbono
en la martensita no es constante, sino que varía hasta un máximo de 0.89% aumentando
su dureza, resistencia mecánica y fragilidad con el contenido de carbono. Su dureza
está en torno a 540 Vickers, y su resistencia mecánica varía de 175 a 250 Kg/mm2 y su
alargamiento es del orden del 2.5 al 0.5%.
3.2.6. LEDEBURITA
La ledeburita no es un constituyente de los aceros, sino de las fundiciones. Se encuentra
en las aleaciones Fe-C cuando el porcentaje de carbono en hierro aleado es superior al
25%, es decir, un contenido total de 1.76% de carbono [7].
3.2.7. BAINITA
Se forma la bainita en la transformación isotérmica de la austenita, en un rango de
temperaturas de 250 a 550ºC. El proceso consiste en enfriar rápidamente la austenita
hasta una temperatura constante, manteniéndose dicha temperatura hasta la
transformación total de la austenita en bainita
20
3.3. ACEROS BAINITICOS
La microestructura de la bainita consiste en listones o placas nucleados en los límites
de grano austenítico, al igual que en las transformaciones de fase difusiva. La fase
bainítica está conformada por listones o placas paralelas.
El estudio de la transformación bainítica se ha visto limitado algunas veces debido al
tamaño de las unidades micro-estructurales, ya que la placa observada en el
microscopio óptico es en realidad una pluma bainítica formada por varias subunidades;
este tamaño reducido se debe principalmente a las temperaturas de transformación, que
afectan la difusión del carbono, y a la precipitación de películas de cementita en los
límites entre las subunidades, que impiden su crecimiento [8].
La complejidad de la microestructura bainítica ha dado lugar a la existencia de multitud
de terminologías para representar su morfología, lo que ha conducido a cierta confusión.
Por ejemplo, se denomina ferrita bainítica (αb) a la fase ferrita cuando se encuentra en
forma de subunidad de bainita. Las subunidades de ferrita bainítica pueden contener
partículas de cementita en su interior, que da lugar a la denominada bainita inferior. Si,
por el contrario, la ferrita bainítica está libre de partículas de cementíta, la
microestructura bainítica se denomina bainita superior. La bainita superior se forma a
mayores temperaturas que la inferior [9].
Así mismo, mediante el proceso isotérmico de la austenita se forma una microestructura
compuesta por placas o lajas de ferrita y una segunda fase que puede ser cementita,
austenita o martensita, dependiendo de la composición química del acero y la
temperatura de transformación. Este constituyente de transformación intermedia es
comúnmente conocido como bainita. Davenport y Bain descubrieron esta
microestructura cuando estudiaban la descomposición isotérmica de la austenita. La
bainita también se puede obtener a partir de tratamientos anisotérmicos a velocidades
intermedias, demasiado rápidas para formar perlita y muy lentas para producir
martensita [8]y [9].
3.3.1. EFECTO DEL SILICIO EN LA MICROESTRUCTURA BAINITICA
El silicio es el elemento más abundante sobre la tierra y se utiliza siempre como material
aleante en materiales de diferente índole con el fin de dar mayor resistencia. El silicio
de tipo metalúrgico con pureza del 98 – 99 % se utiliza como materia prima para fabricar
compuestos organosilicicos, elastómeros y aceites. Este, también tiene una gran
variedad de usos gracias a sus propiedades semiconductoras, es decir en el ámbito
electrónico tiene un gran aprecio para la fabricación de diferentes circuitos y
componentes.
Este metaloide tiende a disolverse en ferrita aumentando la resistencia del acero, sin
disminuir mucho la ductilidad. Promueve la desoxidación del acero líquido a través de la
formación de dióxido de silicio, tendiendo así a dar mayor solidez en la pieza fundida,
es por ello que el Si resulta fundamental en los aceros fundidos.
21
Por otra parte, el Silicio resulta como inhibidor en la formación de cementita en los
aceros aleados, retardando la aparición de está cuando de un tratamiento térmico se
trata. Gracias a la aparición de partículas grandes de cementita en los aceros bainíticos
expuestos a tratamientos termo mecánicos, y siendo este un tema que afecta
enormemente a la tenacidad que puede presentar el material, se ha estudiado la forma
de la no creación de estas partículas de gran tamaño, y es incluyendo en el material
aleante, con cantidades de Silicio cercanas al 1,5% en peso.
Estas desventajas que presentan estas características, resultan poco benéficas para el
material, si lo comparamos con aceros convencionales con tratamientos de recocidos y
revenidos para mejorar sus propiedades, y por lo cual, aun no es posible posicionar el
paquete bainítico en el mercado metalúrgico actual.
3.4. DEFORMACIÓN PLÁSTICA
Una deformación plástica sucede cuando un material no regresa a su forma original
después de retirar la carga aplicada, esto sucede porque el material supera su límite de
fluencia (punto que divide la zona elástica y plástica del material).
3.4.1. PROCESOS DE CONFORMADO
Los procesos de conformado plástico se clasifican según el tipo fuerza que es aplicada
sobre la pieza de trabajo, tales como procesos de compresión directa e indirecta,
procesos tipo tensión, procesos de doblado y procesos de corte [10].
3.4.1.1. LAMINADO DE METALES
Esta se da cuando el metal es forzado a pasar a través de rodillos, siendo sujeto a altos
esfuerzos de compresión como resultado de la fricción entre los rodillos y la superficie
del material. El proceso de laminado se puede dividir en laminado en frio y laminado en
caliente. El primero da un buen acabado superficial, un buen control dimensional pero
no es posible un alto porcentaje de reducción. En cuanto a la laminación en caliente
este si ofrece porcentajes altos de reducción, pero acabado superficial de baja calidad
y un limitado control dimensional.
En el proceso de laminación surgen problemas y defectos que dependen principalmente
de la interacción de los rodillos con el material de trabajo [10].
22
3.5. TRATAMIENTOS TERMICOS
Los tratamientos térmicos constan de procesos de calentamiento y posterior
enfriamiento con tiempos determinados en cuanto a la temperatura y permanencia con
el fin de poder modificar su estructura y mejorar así su rango de aplicación. Este tipo de
modificación solo altera la forma en que se solidifica el mismo, específicamente lo que
concierne a la forma en que se ubican sus estructuras cristalinas, que a su vez altera
las propiedades mecánicas. No alteran su composición química pues el material base
es el mismo. Es posible realizar un tratamiento parcial sobre una superficie especifica
del material iniciando en su manufactura o cuando este está totalmente terminado, en
el primer caso se pretende ablandar el metal y mantenerlo a una temperatura elevada
con el fin de que sea más fácil de trabajarlo mientras se lleva a cabo su producción, en
el segundo el tratamiento se realiza una vez constituida la pieza de trabajo final cumple
la función de aliviar efectos de endurecimiento por deformación o llevar a cabo un
aumento de su resistencia y dureza [11].
3.5.1. ETAPAS DEL TRATAMIENTO TÉRMICO
Un tratamiento térmico consta de tres etapas que son necesarias para lograr un cambio
en la microestructura del material:
Calentamiento hasta la temperatura fijada: se le da al material una elevación
uniforme de temperatura.
Permanencia a la temperatura fijada: Su fin es la completa transformación del
constituyente estructural de partida. Puede considerarse suficiente una
permanencia de unos 2 minutos por milímetro de espesor.
Enfriamiento: Este enfriamiento tiene que ser rigurosamente controlado en
función del tipo de tratamiento que se realice, puede darse a temperatura
ambiente o dentro de la mufla, esto depende del material y del tipo de tratamiento
que se le esté realizando [11].
3.5.2. TIPOS DE TRATAMIENTOS TÉRMICOS
Los distintos tipos de tratamientos térmicos basan su utilización en las trasformaciones
estructurales que se llevan a cabo en el acero, llamadas “trasformaciones alotrópicas”,
al igual que los procesos de recristalización y de difusión.
Se pueden clasificar en cuatro grupos principales:
3.5.2.1. RECOCIDO
Es un tratamiento térmico que consiste en llevar un material metálico a una temperatura
elevada durante largo tiempo, con el objetivo de bajar la densidad de dislocaciones y,
de esta manera, impartir ductilidad.
23
El Recocido se realiza principalmente para:
Cambiar la estructura del material y obtener las propiedades mecánicas
deseadas, ablandando el metal y mejorando su maquinabilidad.
Recristalizar los metales trabajados en frío.
Para aliviar los esfuerzos residuales.
Las operaciones de Recocido se ejecutan algunas veces con el único propósito de aliviar
los esfuerzos residuales en la pieza de trabajo causadas por los procesos de formado
previo [11] y [12].
3.5.2.2. NORMALIZADO
El normalizado también llamado perlitización, tiene como finalidad obtener la estructura
perlítica de grano fino y distribución homogénea las cuales corresponden a las
propiedades mecánicas óptimas del acero perlítico, este tipo de tratamientos se realiza
principalmente sobre aceros hipoeutectoides. Se suelen someter a normalizado piezas
que han sufrido trabajos en caliente, en frío, enfriamientos irregulares o
sobrecalentamientos y también se utiliza en aquellos casos en los que se desean
eliminar los efectos de un tratamiento anterior defectuoso.
“La normalización suele usarse para mejorar la maquinabilidad, modificar y refinar las
estructuras dendríticas de piezas de fundición, y refinar el grano y homogenizar la
microestructura para mejorar la respuesta en las operaciones de endurecimiento” [12].
3.5.2.3. TEMPLE
Este es un tratamiento térmico que tiene por objetivo aumentar la dureza y resistencia
mecánica del material, transformando toda la masa en Austenita con el calentamiento y
después, por medio de una caída de temperatura acelerada (con aceites, agua o
salmuera), se convierte en Martensita. En el temple, es importante la fase de
enfriamiento y la velocidad alta del mismo, además, la temperatura para el
calentamiento óptimo debe ser siempre superior a la crítica para poder obtener de esta
forma la Martensita. Existen diferentes tipos de Temple, lo cuales se clasifican por el
resultado que se quiera obtener y en función de la propiedad que presentan casi todos
los aceros, llamada Templabilidad (capacidad a la penetración del temple), que a su vez
depende, fundamentalmente, del diámetro o espesor de la pieza y de la calidad del
acero [11] y [12].
24
3.5.2.4. REVENIDO
El revenido es un tratamiento que complementa al temple, con este tratamiento se
disminuye la dureza y fragilidad elevada, sin perder demasiada tenacidad. El tratamiento
de revenido controla las propiedades físicas del acero. “Este tratamiento térmico
consiste en calentar el acero, (después de haberle realizado un Temple o un
Normalizado) a una temperatura inferior al punto crítico (o temperatura de
recristalización), seguido de un enfriamiento controlado que puede ser rápido cuando
se pretende resultados altos en tenacidad, o lentos, cuando se pretende reducir al
máximo las tensiones térmicas que pueden generar deformaciones. [11] y [12]”
4. Metodología
Este proyecto se llevó a cabo en las instalaciones del Instituto de Investigaciones
Metalúrgicas de la Universidad Michoacana San Nicolás de Hidalgo en la ciudad de
Morelia, México. Allí poseen todo el equipo y la instrumentación necesaria para lograr
analizar a fondo el material que se pretende fabricar.
Se pretende realizar el análisis a dos cubos laminados en un 35%, dando a cada uno
de ellos, un tratamiento isotérmico con diferente permanencia; al primero se le da una
permanencia de 4 horas y al segundo 8 horas, con el fin de estudiar la diferencia
presentada entre estos, en su microestructura y en sus propiedades mecánicas y físicas.
Para lo anterior se realizan pruebas como la microscopia óptica, la difracción de rayos
x, y el más esencial, microscopia óptica de barrido (SEM); todo esto con el fin de realizar
un análisis profundo.
Para el orden de cada procedimiento desarrollado en este proyecto se esquematizo
cada tarea.
25
4.1. FABRICACION DE MOLDES PARA FUNDICION
Se plantea la hechura de dos lingoteras, fabricadas en acero estructural convencional
A36, a partir de perfiles en L (figura 2), siendo este de fácil adquisición en el laboratorio.
Figura 2 Lingoteras
Lo anterior implica que cada lingote de acero nuevo, tendrá sección transversal
cuadrada de 70 mm y de largo 200 mm, y una capacidad en kg de 13,45 kg., para lograr
un fácil desprendimiento después del proceso de fundición. Posterior al
desprendimiento, se seccionan los tochos en partes iguales con el fin de realizar el
laminado en caliente y su posterior tratamiento isotérmico.
4.2. OBTENCIÓN DE CARGA PARA FUNDICIÓN EN HORNO
Para obtener los porcentajes en peso correspondientes a cada elemento aleante del
material a fundir, se plantea un balance de carga donde se plasma la composición
química teórica, es decir la cantidad de cada componente.
Por otra parte, el instituto da a conocer los elementos disponibles para utilizar, y así
mismo realizar los cálculos correspondientes a la carga. Estos elementos son
- Cromo puro
- Manganeso puro
- Silicio puro
- Sorel (3.99%C, 0.008%Mn, 0.168%Si, 95.82%Fe)
- Base (0.031%C, 0.127%Mn, 0.037%Si, 99.784%Fe)
26
Nota: Estos dos últimos materiales contienen cantidades de fosforo y azufre
despreciables.
Teniendo en cuenta se plantea la carga en peso teórica de la aleación, siendo la
siguiente:
0.5%C, 0.7%Mn, 1.8%Si, 0.5%Cr, 96.5%Fe.
Tabla 1 Porcentajes de material para realizar los cálculos para la fundición
A B C D E
Base Sorel Mn Si Cr % Final
% C 0,031 3,99 0 0 0 0,5
% Mn 0,127 0,008 100 0 0 0,7
% Si 0,037 0,168 0 100 0 1,8
% Cr 0 0 0 0 100 0,5
% Fe 99,784 95,82 0 0 0 96,5
% P 0,008 0,002 0 0 0
% Si 0,013 0,005 0 0 0
Total 100
Esto anterior con el fin de obtener un acero al medio carbono, y así mismo con alto
contenido de Silicio, gracias a que como se explicó anteriormente, este último hace el
papel de inhibidor en la formación de cementita en el material durante el tratamiento
isotérmico.
El crisol del horno a utilizar tiene la capacidad para 20 Kg de material, lo que indica la
base en gramos para calcular la carga final.
Se plantea un sistema de ecuaciones de 5 x 5, planteando 5 ecuaciones con 5
incógnitas, de la tabla 1, y al despejar dicho sistema, se obtienen los siguientes
resultados, teniendo en cuenta que cada porcentaje se convirtió a la cantidad de gramos
que debemos aplicar a la mezcla.
Tabla 2 Sistema de ecuaciones 5X5
0,5C = 0,031A + 3,99B
0,7Mn = 0,121A + 0,008B + 100C
1,8 Si= 0,037A + 0,168B + 100D
0,5Cr = 100E
96,5Fe = 99,784A + 95,82B
27
Después de solucionar el sistema de ecuaciones se obtienen los siguientes resultados:
A = 0,864
B = 0,1186
C = 0,0058
D = 0,0174
E = 0,005
Nota: Se tienen en cuenta las siguientes pérdidas por oxidación durante el proceso
de fundición.
C: 20%, Cr: 20%, Mn: 10%, Si: 10%.
- Base : 16805,6 gr
- Sorel : 2846,4 gr
- Mn : 116 gr
- Si : 348 gr
- Cr : 120 gr
Posterior a esto se procede al alistamiento de cada uno de los materiales a utilizar,
usando una balanza y pesando cada elemento. Sin embargo, es complicado obtener las
cantidades exactas de cada uno, por lo tanto, se intento al máximo que la cantidad real
a usar fuera lo mas aproximada posible a la teorica, consiguiendo lo siguiente:
- Base: 16329 gr
- Sorel: 2852 gr
- Mn: 117 gr
- Si: 349 gr
- Cr: 120 gr
28
Figura 3 Material base
Figura 4 Sorel
Figura 5 Manganeso
Figura 6 Silicio
29
Figura 7 Cromo
4.3. FUNDICIÓN
El horno a utilizar que posee el Instituto de Investigaciones Metalurgicas de la
Universidad de Michoacan San Nicolas de Hidalgo, funciona por un sistema eléctrico
por medio de inducción (figura 8).
Figura 8 Horno de inducción
Se prepara un pequeño molde a parte hecho en acero inoxidable y recubierto con pintura
refractaria de Zirconio para evitar la unión de componentes (figura 9). Este último molde
para generar una pequeña pieza para realizar un análisis químico (fluorescencia de RX)
de los componentes del nuevo acero.
30
Figura 9 Molde análisis químico
Figura 10 Lingoteras con material del crisol
Luego de tener la mezcla en los moldes, se deja a temperatura ambiente cada molde
durante aproximadamente 14 horas, para no alterar sus propiedades iniciales de colada
y posteriormente se procede a realizar los cortes (figura 10 y 11).
31
Figura 11 Corte de lingotes
4.4. PROCESO DE DEFORMACIÓN PLASTICA Y TRATAMIENTO ISOTERMICO
Se desea obtener una microestructura de tipo bainítica en el acero nuevo, por lo tanto,
es necesario realizar una deformación plástica en caliente (laminado) y un posterior
proceso isotérmico. Usando el programa J Mat Pro el cual está disponible en las
instalaciones del laboratorio de metalurgia de la UMSNH se obtuvo el diagrama TTT
(figura 12), en el cual se hace un análisis termodinámico del material según sus
componentes donde se observa que para la transformación bainítica es necesario
trabajar a una temperatura entre 300 ºC y 500 ºC.
Figura 12 Diagrama TTT usando el programa J Mat Pro
Adicionalmente se puede corroborar esta información con las ecuaciones de Kirkaldy
(Bs) y Andrews (Ms) tomadas del libro Steel Forming and Heat Treating Handbook en
32
las cuales se determina las temperaturas límite superior e inferior para la formación de
bainita, usando los valores reales de cada elemento presente en el acero.
Bs = 656 − 57.7𝐶 − 35𝑀𝑛 − 75𝑆𝑖 − 15.3𝑁𝑖 − 34𝐶𝑟 − 41.2𝑀𝑜
Bs = 656 - 57.7 (0.45) – 35(0.723) – 75(1.46) – 34(0.744)
Bs = 469.9 grados Celsius
Ms = 539 − 423𝐶 − 30.4𝑀𝑛 − 17.7𝑁𝑖 − 12.1𝐶𝑟 − 11𝑆𝑖 − 7.5𝑀o
Ms = 539 – 423(0.45) – 30.4 (0.723) – 12.1 (0.744) – 11(1.46)
Ms = 301.6 grados Celsius
La temperatura de laminación fue de 1000 °C dada la recomendación del phD Arnoldo
Bedolla, y corroborando con la temperatura A3 la cual es menor, obtenida de forma
teórica usando la fórmula de Brandis tomada del libro Steel Forming and Heat Treating
Handbook
𝐴1 = 739 − 22𝐶 − 7𝑀𝑛 + 2𝑆𝑖 + 14𝐶𝑟 + 13𝑀𝑜 − 13𝑁𝑖 + 20v
A1 = 739 – 22(0,45) – 7(0,723) + 2(1.46) + 14(0,744)
A1 = 737,4 grados Celsius
A3 = 902 − 225𝐶 − 11𝑀𝑛 + 19𝑆𝑖 − 5𝐶𝑟 + 13𝑀𝑜 − 20𝑁𝑖 + 55𝑉
A3 = 902 – 225(0,45) – 11(0,723) + 19(1,46) – 5(0,744)
A3 = 816,8 grados Celsius
En las figuras 13 y 14 se observa en detalle el proceso térmico para la deformación
plástica y tratamiento térmico de los lingotes a 4 y 8 horas respectivamente.
Inicialmente se calienta el material hasta mil grados Celsius, proceso que dura 1 hora,
posteriormente se mantiene el material a la misma temperatura durante una hora
más.A continuación, se procede a laminar dándole la deformación del 35%.
Inmediatamente después de la laminación se introduce al horno donde se le va a
realizar el tratamiento térmico a 450 ºC. Trascurrido el tiempo se sacan del horno y se
dejan enfriar a temperatura ambiente.
33
Figura 13 Laminado y Proceso Isotérmico 4 horas
Figura 14 Laminado y proceso Isotérmico 8 horas
4.5. TRATAMIENTO ISOTERMICO.
Se cuenta a parte con un horno capaz de mantener la temperatura inscrito en el, y
contiene una mezcla entre nitrato de sodio y nitrato de potasio (cada uno en cantidades
iguales) donde se genera un baño de sales (figuras 15), capaz de realizar un
enfriamiento rápido y una posterior permanencia durante largos periodos de tiempo.
Para esta ocasión se utilizará una temperatura de tratamiento isotérmico de 450 °C (la
cual está dentro de los valores permitidos para obtener bainita) y se procede a dar
tiempos diferentes para cada probeta, donde la primera tendrá permanencia a dicha
temperatura durante 4 horas y la otra durante 8 horas.
34
Cada pieza de acero nuevo, después del proceso de laminado, sale a una temperatura
en un rango de 700 °C y 800 °C, es decir al ingresar al baño de sales, disminuye su
temperatura drásticamente, por cuestiones de inercia varía los primeros minutos hasta
que se estabiliza a la establecida inicialmente (450°C).
Figura 15 Horno con baño de sales para tratamiento térmico
35
5. Análisis de resultados
5.1. COMPOSICION QUIMICA DEL MATERIAL
Tabla 3 Composición química del material
El porcentaje de carbono es de 0.45%
Tabla 4 Comparación valor teórico y valor real
Valor Teórico (%) Valor Real (%)
Fe 96,5 96,7
Si 1,8 1,46
Cr 0,5 0,744
Mn 0,7 0,723
C 0,5 0,45
Es evidente que hubo un ligero cambio debido a las condiciones de oxidación que se
dieron al momento de la fundición, un ejemplo claro es el silicio el cual en un inicio era
del 1,8% y al concluir solo llego al 1,46%. Caso contrario se aprecia con el Cromo que
en el inicio se planteó que sería del 0,5% y el resultado final fue de 0,744% lo cual se
explica en que tal vez tomar perdidas el 10% para este elemento fue excesivo. Con los
otros elementos si se logra un gran parecido en cuanto a su cantidad teórica y la real.
36
5.2. CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL
5.2.1. AS CAST
Atacando las probetas con reactivo nital al 3% por un tiempo de 10 segundos se logró
revelar la microestructura para su análisis, dicho análisis fue realizado en el microscopio
óptico y en el microscopio electrónico de barrido, equipos facilitados por el instituto de
investigaciones metalúrgicas de la UMSNH ubicada en la ciudad de Morelia, México.
A continuación, se hace una revisión y evaluación de las distintas imágenes obtenidas.
Figura 16 Microestructura en condición As Cast 100X
En la figura 16 se observan carburos (puntos negros), provenientes del proceso de
fundición debido a que este no fue realizado en vacío, por lo tanto, se presenta
oxidación en el mismo creando granos negros.
37
Figura 17 Microestructura en condición as cast. Nital al 3%. 500X
Figura 18 Detalle figura 17
En la figura 17 se evidencia la formación de perlita, y haciendo un detalle sobre esta
(figura 18), se observan granos de perlita constituidos de forma bifásica, es decir, las
zonas claras y alargadas corresponden a Fe-Fe3C (Cementita) en una matriz de hierro
α (Ferrita).
5.2.2. MICROESTRUCTURA CON DEFORMACION PLASTICA DEL 35% CON
TRATAMINETO TERMICO DE 4 HORAS ATACADA CON NITAL AL 3%
En las figuras 19 y 20 se puede apreciar austenita retenida (manchas blancas),
y lo que parece ser láminas de bainita superior compuesta de ferrita bainitica y
asutenita retenida. También se puede apreciar la dirección del laminado la cual
fue horizontal.
38
Figura 19 Microestructura 200X Figura 20 Microestructura 500X
Figura 21 Micrografías ópticas de aceros bainíticos laminados en caliente. Tomada de S. N. M. J. [3]
Haciendo una comparación entre las figuras 18 y 19 con lo realizado por Santofimia
(Figura 20) se corrobora que lo obtenido en este trabajo es bainita, específicamente
bainita superior formada por finas lajas de ferrita
39
5.2.2.1. SEM (MICROSCOPIO OPTICO DE BARRIDO)
Figura 22 Microestructura 5000X Figura 23 Microestructura 12000X
En las figuras 22 y 23 se puede observar la presencia de plumas de bainita definida
presentes en el material. Estas se definieron gracias al tratamiento isotérmico
realizado en el baño de sales durante 4 horas.
La presencia de bainita comprueba que con el tratamiento térmico se obtuvo la fase
deseada, y que el uso del Silicio alrededor del 1,5% se impidió la formación de
cementita.
5.2.2.2. EDS (ESPECTROMETRIA DE DISPERSION DE ENERGIA DE RAYOS
X) 4 HORAS
Aprovechando que se cuenta con esta tecnología, se va a analizar la composición
química en el punto 1 de la figura 24.
Figura 24 Microestructura 9500X con marca para análisis EDS
40
Figura 25 Grafica EDS del punto 1 de la figura 28
Elemento At. No. Netto Mass [%]
Mass Norm. [%]
Atom [%]
abs. error [%] (1 sigma)
rel. error [%] (1 sigma)
Oxigeno 8 21904 27,4623376 32,8524499 50,3405868 3,51346047 12,7937414
Aluminio 13 62635 35,9231903 42,9739386 39,047446 1,69946323 4,7308249
Hierro 26 10389 20,2074392 24,1736116 10,6119672 0,66015195 3,26687583
Sum 83,5929671 100 100
Como se puede observar con el análisis, el punto uno es un oxido de aluminio, el cual
está presente debido a que, en el momento de la fundición, se le agrega aluminio para
reducir la oxidación.
41
5.2.3. MICROESTRUCTURA CON DEFORMACION PLASTICA DEL 35% CON
TRATAMINETO TERMICO DE 8 HORAS ATACADA CON NITAL AL 3%
Se ve una microestructura bainitica con islotes de ferrita (zonas claras). Así mismo, las
zonas oscuras determinan la presencia de perlita fina.
Figura 26 Microestructura 500X Figura 27 Microestructura 1000X
5.2.3.1. SEM (MICROSCOPIO OPTICO DE BARRIDO)
En las figuras 28 y 29 se observa la presencia de plumas bainíticas, no tan definidas y
menos evidentes que en baño de sales a 4 horas.
Figura 28 Microestructura 5000X Figura 29 Microestructura 12000X
42
5.3. COMPARACION ENTRE TRATATIENTO TERMICO REALIZADO A 4 Y A 8 CON 35% DE DEFORMACION
Figura 30 Microestructura 4 horas 5000X Figura 31 Microestructura 8 horas 5000X
Haciendo una comparación entre el tratamiento isotérmico realizado a 4 horas con el
realizado a 8 horas, cabe destacar que la formación de bainita se ve mejor reflejada a
4 horas.
5.4. DUREZAS
Para la prueba de dureza se aplicó una carga de 20 kilos en la punta del indentador en
cinco partes diferentes dentro de la probeta, obteniendo los siguientes resultados.
CL4
Tabla 5 Durezas material a 4 horas
HV HRC D1 D2
323.5 32.6 339.2 339.2
326.8 32.9 337.2 336.5
320.5 32.2 336.9 343.4
316.7 31.8 338.6 338.6
316.1 31.7 344.6 340.4
Prom: 320.72 Prom: 32.24
43
CL8
Tabla 6 Durezas material a 8 horas
HV HRC D1 D2
320.5 32.2 338.5 341.8
336.8 34.0 329.4 334.2
325.2 32.8 337.8 337.8
342.4 34.7 330.1 328.1
327.7 33.0 333.8 339.0
Prom: 330.52 Prom: 33.34
Aunque según las micrografías ópticas y el SEM arrojaron resultados donde la
transformación bainítica se observó mayoritariamente en las probetas cuyo tratamiento
isotérmico fue de 4 horas, en las durezas obtenidas en esta prueba, se obtienen
resultados donde en el material expuesto al baño de sales durante 8 horas alcanza un
valor más alto de dureza. No obstante, es de resaltar, que la diferencia presente en la
dureza de un material a otro es muy baja, y que el cambio de una microestructura a otra
no es relativamente notorio, es decir que el tiempo de tratamiento térmico no cambia en
gran magnitud las cualidades del material en términos de dureza.
44
5.5. IMPACTO
Los ensayos dinámicos de choque fueron realizadas en péndulo de Charpy bajo norma
ASTM E-23, la probeta utilizada para este ensayo se muestra en la figura 39.
Figura 39 Dimensiones (mm) probeta para ensayos de impacto.
Los resultados obtenidos de los ensayos de impacto, donde se analiza la fragilidad o
capacidad de un material de absorber energía antes de su fractura, por el trabajo
necesario al introducir la fractura de la probeta de un solo choque, se reflejan en la tabla
7, permitiendo ver un incremento porcentual en la cantidad de energía que absorbe el
material donde el material sin tratamiento es la cantidad más baja.
Material As
Cast
Material a 4
horas
Material a 8
horas
1 3.59 4.96 6.63
2 4.167 4.78 6.07
3 4.077 3.08 6.04
Tabla 7 Tabla de resultados prueba de impacto Charpy.
2
45
CONCLUSIONES
Es necesario el uso de un horno al vacío para que la diferencia de la composición
química entre la teórica y la real no sean tan diferentes, ya que debido a que se
usó un horno de inducción, resulto una oxidación muy difícil de controlar.
Se logró poner a punto el horno de inducción, obteniendo las aleaciones con un
margen de error despreciable, lo que indica que el procedimiento y la marcha
metalúrgica se desarrollaron de manera correcta, dejando una gran base para
futuras aleaciones cuyas condiciones sean similares.
Al utilizar el silicio como inhibidor en el tratamiento térmico se evidencia la
ausencia de formación de partículas de cementita, lo cual infiere que la bainita
que se formo fue bainita superior. Esto anterior mediante la verificación de las
imágenes de resultado que arrojo el microscopio óptico y el SEM.
La transformación de la austenita a bainita depende de un proceso isotérmico
sin influir el proceso de deformación que se aplique, esto se corroboro con el
cálculo de las temperaturas criticas Bs-Ms y el software (JMatPro) suministrado
por el Instituto de Investigaciones, el cual de suma importancia para obtener la
transformación bainitica.
La deformación plástica garantiza la deformación del grano en laminillas que al
combinarse con un tratamiento isotérmico produce alargamientos en la
estructura (laminas finas) que incrementa la resistencia de la aleación.
46
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