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INFLUENCIA DEL TRATAMIENTO DE TEMPLE INTERCRÍTICO Y UN REVENIDO
A 500 ºC EN LA RESISTENCIA AL IMPACTO DE UN ACERO ASTM A-131
JULIÁN EDUARDO MONJE GARCÍA
JHON EDINSON GALEANO HERNÁNDEZ
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNOLÓGICA
TECNOLÓGICA MECÁNICA
BOGOTÁ D.C.
2018
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INFLUENCIA DEL TRATAMIENTO DE TEMPLE INTERCRÍTICO Y UN REVENIDO
A 500 ºC EN LA RESISTENCIA AL IMPACTO DE UN ACERO ASTM A-131
JULIÁN EDUARDO MONJE GARCÍA
JHON EDINSON GALEANO HERNÁNDEZ
DIRECTOR
CARLOS ARTURO BOHÓRQUEZ ÁVILA
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNOLÓGICA
TECNOLÓGICA MECÁNICA
BOGOTÁ D.C.
2018
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Tabla de contenido:
Págs.
Introducción…………………………………….……………..…………..….…..……….4
1. Planteamiento del problema….........................................................................................5
1.1. Estado del arte............................................................................................................6
2. Justificación….................................................................................................................8
3. Objetivos…......................................................................................................................9
3.1. Objetivo general........................................................................................................9
3.2. Objetivos específicos................................................................................................9
4. Marco teórico...................................................................................................................10
4.1 Caracterización el acero A-131…………………………………………….……….10
4.1.2 Características mecánicas…………………………………….…..……………….10
4.2 Tratamientos térmicos……………………………………………………………....11
4.2.1 Temple……………………...…………………………………………….......12
4.2.2 Revenido …………………………………………………..............................12
4.2.3 Normalizado…………......................................................................................12
4.2.4 Recocido…………………………………………………………………........12
4.3 Temperaturas críticas del acero………………….………………………………….13
4.4 Aceros Dual Phase…………………………………………….…………………….13
4.5 Transformaciones de fase…………………………………………………...............13
4.5.1 Austenita-Perlita………...………………….………………………………....13
4.5.2 Austenita-Bainita……………………………………………………………...14
4.5.3 Austenita-Martensita……………………………....…………………….........14
4.5.4 Martensita revenida……………………………………………………….......15
4.6 Tipos de acero…………….………………………….………………….…………..16
4.6.1 Acero hipoeutectoide……………………………………………………….....16
4.6.1 Acero eutectoide……………………………………………………………....16
4.6.1 Acero hipereutectoide……………………………………………………..…..17
4.7 Influencia de los elementos en la aleación de los aceros............................................17
5. Metodología y procedimientos……………………………………………………….....18
5.1 Adquisición del material………………………………………………………….....18
. 5.2 Análisis químico……………………………………………………….……...….....18
5.3 Corte y mecanizado…………………………………………………..……………...19
5.4 Tratamientos térmicos……………………………....………………………….........21
5.5 Pruebas de impacto tipo Charpy…………………….………………….……………23
5.6 Toma de durezas……………………...……………………….……………………..25
5.7 Metalografía................................................................................................................26
5.8 Microscopía óptica......................................................................................................28
5.9 Toma de Microdurezas……………………………………………………….….......35
5.10 Porcentajes de fases………………………………………………………………...36
5.11 Microscopia Electrónica de Barrido………………………………………………..42
6. Conclusiones…………………………………………………………………………......50
7. Bibliografía……………………………………………………………………………....51
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Introducción
En el mundo de la industria se utilizan diferentes materiales para distintos fines, por tal motivo el
avance tecnológico en este campo es constante con respecto a los estudios que buscan el
mejoramiento de sus capacidades físicas, químicas y lo más importante sus propiedades mecánicas. De
esta última es donde se centran las investigaciones, ya que en esta generación se busca que los metales
obtengan una vida útil mayor a la esperada. Algunas propiedades mecánicas hacen que un material
tenga mayor aplicación o sea exclusivo en campos de construcción y estructuras, algunas de estas son
la maleabilidad y la soldabilidad, es decir, acero de fase dual. Esta clase de aceros contiene una baja
proporción de carbono y de poca aleación por lo que requiere tratamientos térmicos entre temperaturas
intercríticas.
Es por esta razón que se desea analizar el acero ASTM A-131 luego de un tratamiento térmico entre
temperaturas intercríticas que permitan comparar y establecer mejoras en las propiedades mecánicas
del metal y cambios en su fase estructura dando como resultado mejores características al metal. Esto
se podrá verificar con las pruebas y análisis como la microscopia óptica y electrónica, ensayos de
dureza, microdurezas y finalmente un ensayo destructivo, es decir una prueba de impacto tipo Charpy
para observar que tanta energía es capaz de absorber este material.
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1. Planteamiento del problema
En la actualidad la gran mayoría de los metales, ya sean puros o aleaciones, se han identificado gran
parte de sus propiedades mecánicas pero hoy en día se requiere que estos materiales sobrepasen sus
características comunes con el fin que en campos como la producción y generación de materias primas
para la construcción de estructuras en general se evite el deterioro de estas mismas, por factores tanto
externos (corrosión, sobresfuerzos o deformaciones térmicas) o internos (microfisuras, poco límite de
fluencia o baja absorción de energía).
A través de prácticas experimentales se desea evaluar el cambio mircroestructural y de algunas
propiedades mecánicas en el acero ASTM A-131 en este proyecto; ya que éste pertenece al campo de
los materiales estructurales con características del acero de fase dual, es decir con presencia de dos
fases microestructurales como la ferrita y la martensita, de esta manera se plantea la siguiente
pregunta: ¿Cómo puede llegar a influir un tratamiento térmico de temple entre temperaturas
intercríticas y un revenido a diferentes tiempos en la microestructura de este metal y su capacidad para
absorber energía?
El acero ASTM A-131 se caracteriza por ser un material con una buena resistencia, alto limite elástico
y una alta dureza, cualidades que le otorga el manganeso, dependiendo de su contenido, por tal motivo
este proyecto se enfoca en las propiedades mecánicas y su microestructura inherente de este metal
antes, durante y al final del tratamiento térmico con el fin de complementar la información del acero a
estudiar y mejorar su aplicación tanto en el sector automotriz como en el naviero.
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1.1. Estado del Arte
Como preámbulo se tiene de referencia el acero estructural ASTM A-131 perteneciente en gran parte
al campo de la industria naval debido a sus características especiales como la alta soldabilidad y
maleabilidad para el propósito naviero, al mismo tiempo posee una elevada resistencia, suficiente para
ser llevado a grandes esfuerzos sin llegar a fracturase, ni sufrir deformación plástica.
En la actualidad se han desarrollado distintas investigaciones para este tipo de acero con el objetivo de
analizar sus cambios microestructurales y variaciones en sus propiedades mecánicas a través de
distintos procedimientos que alteran estas características especiales del metal. Estudios realizados en la
Universidad Nacional de Colombia, analizan este tipo de fenómenos. El artículo relacionado en
ciencias de ingeniería mecánica “Influencia de la transferencia por arco sobre la microestructura de
uniones soldadas usando arco pulsado” demuestra como el calor por conducción producido por la
soldadura de arco eléctrico con gas de protección GMAW (Gas Metal Arc Welding) afecta su
microestructura, es decir el contenido de perlita y ferrita se transforma en austenita aumentando el
tamaño de grano pero al enfriarse, esta última se transforma nuevamente en ferrita y perlita
manteniendo el tamaño de grano de la austenita[1]. Un estudio muy similar al anterior de la
Universidad Libre de Colombia titulado “Estudio de soldabilidad de un acero ASTM A-131 grado
DH36 mediante el proceso GMAW pulsado” corrobora que en este tipo de aceros afecta
microestructuralmente el tamaño de grano y por ende sus propiedades mecánicas, en este caso
afectando positivamente la tenacidad de la zona afectada por el calor (ZAC). [2]
Continuando con este campo de investigación, en la Universidad Central de Venezuela, se expone el
artículo titulado “Influencia de la transferencia sobre la dureza y la fuerza de uniones de soldadura
obtenidas por el proceso GMAW” [3] reafirma la acción de las zonas afectadas por el calor (ZAC)
sobre el acero A-131 otorgándole una mayor resistencia a la tensión y un perfil de dureza más
homogéneo por acción de la transferencia del arco pulsado. Para este caso la zona afectada por el calor
alcanzó una temperatura superior a la temperatura crítica superior (Ac3) haciendo que los granos de
perlita y ferrita se transformaran en austenita y al enfriarse retomaran de nuevo los granos
anteriormente nombrados con un mayor tamaño de grano.
Estudios realizados en la Universidad Distrital Francisco José de Caldas titulado “Análisis
metalográfico de un acero ASTM A-131 con tratamiento de temple y revenido desde temperaturas
intercríticas” se centran en cómo afecta un tratamiento térmico la microestructura del metal a nivel
general mostrando también como varia la dureza y microdureza del metal a diferentes intervalos de
tiempo y temperatura. [4] Por otro lado un estudio realizado por estudiantes de la Universidad Libre de
Colombia, llamado “Análisis mircroestructural y ultrasónico del acero ASTM A-131 DH 32, para
aplicaciones navales, tratado térmicamente por medio de temple a 900ºC, 950ºC y a 1000ºC.” más allá
de un análisis metalográfico, utiliza un ensayo no destructivo (ultrasonido) para identificar el
comportamiento mircroestructural producido por los temples a diferentes tiempos y grados de
temperatura. [5]
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El artículo publicado por la Universidad Simón Bolívar de Venezuela llamado “Evaluación de las
propiedades mecánicas y microestructurales del acero naval ASTM A-131A sometido a explosiones
cercanas” muestra que a pesar de ser sometido a ensayos destructivos con parte de Pentolita (PETN)
Tetranitrato de Pentaeritritol y Trinitrotolueno (TNT) el cambio en su microestructura es prácticamente
nulo por lo que esta investigación está centrada a estudios dirigidos al mantenimiento, cuando el
material se somete a deformaciones por cargas dinámicas. [6]
También podemos encontrar estudios enfocados a los constituyentes importantes del metal como es el
manganeso, el artículo de la Universidad Tecnológica de Pereira “Fundamentos teórico de los aceros
austeníticos al manganeso (aceros Hadfield)” analiza la influencia de la adición de constituyentes
como lo es el manganeso al 12% y como llega a afectar su microestructura y las propiedades
mecánicas, como su capacidad para absorber energía su alta dureza y la resistencia al desgate en
condiciones de trabajo extremo. [7]
Con respecto al artículo de la Universidad Distrital de Colombia titulado “Caracterización
microestructural de un acero de bajo carbono y contenido de manganeso cercanos al 1.5%, templado a
temperaturas intercríticas y revenido” ratifica cómo una cantidad considerable de manganeso existente
en el metal, para este caso, el acero ASTM A-572 grado 50 afecta positivamente la dureza y al mismo
tiempo controla la fragilidad del acero al ser sometido a tratamientos térmicos de temple a
temperaturas desde 750ºC hasta 890ºC y un revenido a distintos intervalos de tiempo a 400ºC[8]
El acero ASTM A-131 como se ha venido discutiendo anteriormente es un metal estructural usado en
la industria naviera y que a lo largo de este proyecto se caracterizara la microestructura y las
propiedades mecánicas como la tenacidad a través de una prueba de impacto después de ser sometido a
un tratamiento térmico.
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2. Justificación
En la industria metalúrgica se necesitan metales con características físicas y químicas adecuadas y
propiedades mecánicas como la ductilidad, soldabilidad y una muy importante la tenacidad ya que el
mercado demanda mejoras en los materiales con el fin de prolongar su vida útil, es por eso que se
hacen diferentes estudios como los tratamientos térmicos, ensayos destructivos y no destructivos con el
propósito de optimizar estas propiedades del metal.
Es por esta razón que a través del tiempo se ha mejorado esta clase de características en los metales,
por ejemplo, los aceros de fase dual, capaces de aumentar la dureza sin afectar su capacidad de
absorber energía y propiedades derivadas de trabajar este material por laminación en frío o en caliente.
A través de este proyecto se quiere determinar en el acero A-131, material perteneciente a los metales
tipo fase dual por su maleabilidad y su alta soldabilidad, un estudio comparativo que comprende el
comportamiento de este material después de ser sometido a tratamientos térmicos de temple
intercrítico y un revenido a distintos intervalos de tiempo, un análisis metalográfico del cambio de
fases microestructurales, pruebas de impacto que mida la tenacidad del material y una microscopia
electrónica de barrido que muestre la distribución topográfica microestructural del metal con el
objetivo de complementar la información existente de esta clase de aceros y de esta manera continuar
el mejoramiento de sus futuras aplicaciones.
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3. OBJETIVO GENERAL
Establecer la influencia del tratamiento de temple intercrítico y un revenido a 500ºC, en la resistencia
al impacto de un acero ASTM A-131.
3.1. Objetivos específicos
Establecer la secuencia de tiempos y temperaturas basada en la composición química del material.
Identificar la relación entre la dureza y las propiedades obtenidas en la energía absorbida del
acero a estudiar.
Evaluar la energía absorbida del acero A-131 correspondiente a la variación del material sin ser alterado térmicamente, con temple y los diferentes tiempos de revenido (5, 10, 15 y 30
minutos).
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4. MARCO TEÓRICO
4.1. Características del acero A-131
Es fundamentalmente una aleación de hierro (mínimo 98%) con contenidos de carbonos menores al
1% y otras cantidades de otros minerales tales como el manganeso, el cual mejora su resistencia,
fosforo, azufre, sílice y vanadio para el mejoramiento de su soldabilidad y resistencia a la intemperie.
El Acero ASTM A-131 hace parte de los metales estructurales de la industria naval, específicamente
para la construcción de cascos de los buques y que están caracterizados en las normas ASTM A-131-
82 y bajo la aprobación de la sociedad de clasificación marina Lloyd´s Register of Shipping (LRS). [9]
Los aceros de construcción naval se caracterizan por poseer una resistencia muy elevada, capaz de
soportar granes esfuerzos sin llegar a fracturarse ni obtener deformaciones plásticas por acción de los
esfuerzos que son sometidos en servicio.
4.1.2. Características mecánicas
Los aceros de primer grupo se identifican, según las sociedades de clasificación con las letras A, B, C,
D o E; las del segundo grupo se designan con algunos pares de letras AH, DH o EH seguido del
número 32 si pertenecen al primer subgrupo (AH32, DH32 o EH32) o del número 36 si pertenecen al
segundo subgrupo (AH36, DH36 o EH36).
De acuerdo a la nomenclatura con la que se clasifica el material, la letra “A” se refiere a que el
material es un acero dulce normal, para la letra “B” se asemeja a la calidad “A” pero un poco más
resistente a las aberturas a la formación de grieta, la calidad “C”, “D” y “E” son aceros más tenaces
que los anteriores y también más resistentes en las aberturas a la formación de grietas, siendo la
calidad “E” la más resistente y la “C” la menos resistente. Finalmente los aceros de mayor resistencia a
la tracción se clasifican añadiendo la letra “H” a las siglas anteriores.
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Figura 1. Clasificación de Acero ASTM A-131.
Fuente: tomado de “Armado estructural de un bloque en una construcción naval” pág. 31. [9]
La composición y características físicas del acero ASTM A-131 para las distintas resistencias que
clasifican esta clase de material se muestran la siguiente tabla:
Tabla 1. Características mecánicas del acero ASTM A-131.
Fuente: tomado de “Armado estructural de un bloque en una construcción naval” pág. 31. [9]
Notas:
(1) Sobre 25,4 mm puede reducirse a 220 MPa.
(2) Bajo 7,9mm se permite deducir 1,25% por cada 0,8 mm de espesor en probetas de 200 mm.
(4) Para los aceros normales el C + 1/6 Mn = 0,40 máx.
(6) Para e > 12,7 mm. Mn > 2,5 % C.
(7) Para los aceros normales el % Mn puede llegar al 1,65% siempre que se cumpla la nota (4).
(8) Para e < 25,4 mm se acepta % Mn 0,60 min. [9]
4.2. Tratamientos térmicos
Consisten en someter al acero a una combinación de operaciones de calentamiento y enfriamiento con
tiempos determinados, con el fin de variar las proporciones de sus constituyentes y así producir las
propiedades deseadas sobre el material. Las variaciones de las propiedades en el material que se
producen como resultado del tratamiento térmico deben ser permanentes, de lo contrario el tratamiento
térmico no tendría ningún sentido.
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Los tratamientos térmicos más utilizados son el temple, el revenido, el recocido y la normalización,
todos los procedimientos se basan en la transformación o descomposición de la austenita. Por tanto, el
primer paso en cualquier tratamiento térmico de un acero será calentar el material a la temperatura que
conlleve la formación de la austenita. [10]
4.2.1. Temple
El temple de los aceros consiste en un calentamiento a una temperatura de 30º a 50ºC por el encima del
punto crítico superior seguido de un enfriamiento suficientemente rápido para lograr una estructura
distinta a la normal (Martensítica). El acero templado presenta la máxima dureza y resistencia a la
tracción y límite elástico que puede lograrse por el tratamiento térmico, pero en cambio es frágil y
carece casi totalmente de plasticidad.
4.2.2. Revenido
Consiste en un calentamiento del acero después del templado a una temperatura por debajo del punto
crítico inferior, con ello la estructura inestable del acero templado se modifica evolucionando hacia
estructuras más estables. Con este tratamiento se reduce la dureza y las tensiones internas aumentando
la tenacidad y el alargamiento del acero.
La forma de realizar el revenido es distinta según las finalidades del mismo; que pueden ser las
siguientes:
Eliminar tensiones internas producidas en el temple, evitando de esta manera posibles deformaciones e incluso roturas producidas por el estado de tensión del acero.
Reducir la fragilidad y la rigidez de la estructura del temple de gran dureza.
Mejorar las características mecánicas del material transformando las estructuras del temple y
aumentando, como se ha indicado, la tenacidad y el alargamiento.
Pero el revenido debe hacerse teniendo en cuenta su finalidad, debido a que si no se utilizan los
procedimientos adecuados como no enfriar lentamente; la propiedad principal (la ductilidad) de este
tratamiento térmico, puede disminuir en vez de mejorar. Lo cual reduce la tenacidad que ocurre cuando
se reviene a ciertas temperaturas (400 a 560ºC) y se manifiesta como una pérdida de cohesión en los
límites de grano en la austenita madre, a estos efectos se le denomina la fragilidad de revenido. [11]
4.2.3. Normalizado
Consiste en un calentamiento de 100 a 150ºC más alta que el punto crítico superior (Temperatura algo
más elevada que el recodido completo), seguido de un enfriamiento al aire hasta temperatura ambiente.
Su finalidad es facilitar la homogenización de la estructura en cuanto a la distribución de todos los
componentes y la de afinar el grano y reducirlo cuando ha sido sobrecalentado.
El normalizado no puede aplicarse a los aceros rápidos ni a los aceros de temple de aire ya que tanto
uno como los otros se producirán un endurecimiento que sería en realidad un verdadero temple.
13
4.2.4. Recocido
Es un tratamiento térmico que consiste esencialmente en calentar el material a una temperatura
determinada, dejándolo enfriar seguidamente con lentitud. Si el material tiene puntos críticos el
recocido puede hacerse total o parcialmente.
Para realizar el recocido total el material se calienta a una temperatura superior al punto crítico aunque
no muy elevado sobre él, pues esto producirá sobrecalentamiento, el enfriamiento se hace lentamente
manteniendo para ello las piezas dentro del horno; con este tratamiento se logra la estructura normal a
temperatura ambiente libre de tensiones.
El recocido parcial consiste en calentar en una temperatura inferior a la de los puntos críticos pero
superior a la temperatura de cristalización, manteniendo esta temperatura durante un tiempo más o
menos largo, con esto se logra la desaparición total o parcial de la acritud, así como tensiones
inherentes de esta.
4.3. Temperaturas críticas del acero
Se llaman puntos críticos a las temperaturas a las cuales se presenta un cambio de estructura en el
metal. El punto crítico por lo general no es el mismo cuando se calienta que cuando se enfría, esto
depende a la velocidad de enfriamiento del metal. Cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento más
baja es la temperatura en la que se presenta el punto crítico.
Se le llama punto crítico inferior (Ac1) al calentamiento de los aceros con contenido en carbono menor
al 0.9% del punto crítico correspondiente a la trasformación de la perlita en austenita, Se dice punto
crítico superior (Ac3) al enfriamiento a los aceros con contenido de carbono menor a 0.9% al punto en
que comienza a separarse a la ferrita de la austenita. [12]
4.4. Aceros Dual Phase
Los aceros Dual Phase (DP) consisten en una matriz ferritica que contiene una fracción variable de
fase martensítica de alta dureza. La fracción de segunda fase martensítica aumenta con el incremento
de la resistencia deseada del acero. La fase ferritica blanda es generalmente continua, proveyendo una
excelente ductilidad. Cuando estos aceros se conforman, la deformación se concentra en la fase
ferritica blanda, rodeando las “islas” de martensita, generando una alta tasa de endurecimiento por
deformación para estos materiales. Esto sumando a un excelente alargamiento a rotura provee a estos
aceros de una mayor resistencia a la tracción que aceros convencionales con similar límite de fluencia.
[12]
4.5. Transformaciones de fase
En los tratamientos de los materiales se produce una gran variedad de transformaciones de fases, que
presentan alguna alteración de la microestructura. Estas transformaciones normalmente se dividen en
tres categorías. En un grupo de las transformaciones que son simples difusiones: no cambia ni el
número ni la composición de las fases presentes. Son ejemplos de ellas la solidificación de un metal
puro, las transformaciones alotrópicas y la recristalización y crecimiento de grano; en otro tipo de
transformación dependiente de la difusión hay alteración en las composiciones de fases y a veces en el
14
número de fases. Finalmente el tercer tipo de transformación es sin difusión y se forma una fase
metaestable. La transformación martensítica de algunos aceros es un ejemplo.
4.5.1. Austenita-Perlita
Enfriando lentamente la austenita con una concentración intermedia de carbono, se transforma en
ferrita con un contenido de carbono inferior y cementita con un porcentaje muy superior de carbono.
Los átomos de carbono necesitan difundir para segregar selectivamente. Los átomos de carbono se
difunden de la región ferrítica a las capas de cementita para conseguir la concentración del 6.70% en
peso de C y la perlita se propaga, a partir de los límites de grano hacia el interior de los granos
austeníticos.
La perlita tiene forma de láminas porque los átomos de carbono necesitan difundir la distancia mínima
dentro de esta estructura, la temperatura juega un importante papel en la velocidad de la
transformación austenita-perlita. La relación de espesores de las láminas de ferrita y cementita en la
perlita es de 8 a 1, aproximadamente, sin embargo, el espesor absoluto de una lámina depende de la
temperatura de transformación. A temperaturas inferiores y muy próximas a la eutectoide se forman
láminas de ferrita α y de Fe3C; esta microestructura se denomina perlita gruesa y se forma porque los
átomos de carbono pueden difundir a lo largo de distancias relativamente largas, formando láminas
gruesas. A medida que disminuye la temperatura, se forman láminas más delgadas ya que la velocidad
de difusión del carbono decrece. La estructura de láminas delgadas producida en la proximidad de
540°C se denomina perlita fina.
La perlita fina es más dura y resistente que la perlita gruesa, La razón de este comportamiento radica
en los fenómenos que ocurren en los límites de fases a-Fe3C. En primer lugar hay un alto grado de
adherencia entre las dos fases en el límite. Por lo tanto, la resistencia y la rigidez de la fase cementita
restringe la deformación de la fase ferrita, más blanda, en las regiones adyacentes al límite; es decir, la
cementita refuerza a la ferrita. Este grado de reforzamiento es más elevado en la perlita fina porque es
mayor la superficie de límites de fases por unidad de volumen del material. Además, los límites de
fases sirven de barrera para el movimiento de dislocaciones del mismo modo que los límites de grano.
En la perlita fina y durante la deformación plástica las dislocaciones deben cruzar más límites de fases
que en la perlita gruesa. De este modo el mayor reforzamiento y restricción del movimiento de las
dislocaciones en la perlita fina se traducen en mayor dureza y resistencia mecánica. La perlita gruesa
es más dúctil que la perlita fina, Este comportamiento es consecuencia de la mayor restricción de la
perlita fina a la deformación plástica.
4.5.2. Austenita-Bainita
La microestructura bainítica consta de las fases ferrita y cementita, en su formación intervienen
procesos de difusión. La bainita forma agujas o placas, dependiendo de la temperatura de
transformación; los detalles microestructurales de la bainita son tan finos que su resolución sólo es
posible mediante el microscopio electrónico. La transformación bainítica también depende del tiempo
y de la temperatura y se puede representar en un diagrama de transformación isotérmico, a
temperaturas inferiores a las de la formación de la perlita. Las transformaciones perlítica y bainítica
compiten entre sí y sólo una parte de una aleación se puede transformar en perlita o en bainita; la
transformación en otro microconstituyente sólo es posible volviendo a calentar hasta formar austenita.
15
4.5.3. Austenita-Martensita
El enfriamiento rápido (o temple), hasta temperatura próxima a la ambiental, del acero austenizado
origina otro microconstituyente denominado martensita, que resulta como una estructura de no
equilibrio de la transformación sin difusión de la austenita. Se puede considerar un producto de
transformación competitivo con la perlita o la bainita. La transformación martensítica tiene lugar a
velocidades de temple muy rápidas que dificultan la difusión del carbono. Si hubiera difusión se
formarían las fases ferrita y cementita. La transformación martensítica no es bien conocida. Sin
embargo, gran número de átomos se mueven de modo cooperativo, lo que representa pequeños
desplazamientos de un átomo respecto a sus vecinos. Esta transformación significa que la austenita
FCC experimenta una transformación polimórfica a la martensita tetragonal centrada en el cuerpo
(BCT). Todos los átomos de carbono permanecen como solutos intersticiales en la martensita y
constituyen una disolución sólida sobresaturada capaz de transformarse rápidamente en otras
estructuras si se calienta a temperaturas que implican una apreciable velocidad de difusión. La mayoría
de los aceros retienen la estructura martensítica casi indefinidamente a temperatura ambiente. La
transformación martensítica no sólo ocurre en el acero, sino que otros sistemas de aleación se
caracterizan por experimentar transformaciones sin difusión.
La austenita es ligeramente más densa que la martensita y, por lo tanto, el volumen aumenta durante la
transformación de fase que ocurre durante el temple. Consiguientemente, el temple rápido de piezas
relativamente grandes puede producir grietas debido a las tensiones internas; problema especialmente
importante si el contenido en carbono del acero es superior al 0,5% en peso. La martensita resultante
del temple es muy dura y muy frágil y, por lo tanto, inservible para la mayoría de las aplicaciones;
además, las tensiones internas introducidas durante el temple ejercen un efecto fragilizante. La
ductilidad y la tenacidad de la austenita se incrementan y las tensiones internas se reducen mediante el
tratamiento térmico conocido como revenido.
4.5.4. Martensita revenida
El revenido se lleva a cabo calentando el acero martensítico a una temperatura inferior a la eutectoide
durante un período de tiempo específico. Normalmente el revenido se realiza calentando entre los 250
y 650°C; sin embargo, las tensiones internas se pueden eliminar a temperaturas de unos 200°C.
Durante el tratamiento térmico de revenido se puede conseguir, por un proceso de difusión, la
formación de martensita revenida, según la reacción.
Donde la martensita monofásica BCT sobresaturada de carbono se transforma en martensita revenida,
compuesta por las fases ferrita estable y cementita, según indica el diagrama de fases hierro-carburo de
hierro. La microestructura de la martensita revenida consiste en partículas extremadamente pequeñas
de cementita embebidas en una matriz ferritica continua y uniformemente dispersas. Es una estructura
parecida a la esferoidita excepto en el tamaño, que es mucho más pequeño. La martensita revenida casi
es tan dura y resistente como la martensita, pero mucho más dúctil y tenaz. La dureza y la resistencia
se explican por la gran superficie de límite de fase por unidad de volumen que existe en las diminutas y
numerosas partículas de cementita. De nuevo, la dura fase cementita refuerza la matriz ferritica
mediante los límites, que también actúan como barrera para el movimiento de las dislocaciones durante
la deformación plástica. La fase ferrita continua también es muy dúctil y relativamente tenaz y aporta
estas dos propiedades a la martensita revenida. El tamaño de las partículas de cementita influye en el
comportamiento mecánico de la martensita revenida; incrementando el tamaño de las partículas,
16
decrece el área de los límites de fase y, por consiguiente, resulta un material más blando y menos
resistente, ya que es más dúctil y tenaz. A demás, el revenido determina el tamaño de las partículas de
cementita. Las variables de este tratamiento térmico son la temperatura y el tiempo y la mayoría de los
tratamientos de revenido se realizan a temperatura constante. Puesto que la transformación martensita-
martensita revenida significa difusión del carbono, un incremento de temperatura acelera la difusión, la
velocidad de crecimiento de las partículas de cementita y, por consiguiente, la velocidad de
ablandamiento. [13]
4.5. Tipos de aceros
4.6.1. Acero hipoeutectoide
Es un acero que según el diagrama hierro-carbono tiene un contenido de carbono inferior al
correspondiente a la composición eutectoide (0.77% de C) y está formado por una mezcla de ferrita
más perlita.
Al calentar el acero hipoeutectoide entre las temperaturas Ac1 y Ac3 queda parte de ferrita en la
estructura austenítica y al enfriarse drásticamente se hereda en la transformación martensítica, lo cual
ocasiona una disminución en la resistencia y su dureza.
17
Figura 2. Transformación del acero hipoeutectoide.
Fuente: Tomado de “Análisis de la zona afectada por el calor en aceros hipoeutectoides” pág. 58.
[14]
4.6.2. Acero eutectoide
Es un acero al carbono con un contenido de 0.77% de C, formado por ferrita y cementita, esta
combinación de fases de tipo eutectoide también es llamado perlita.
4.6.3. Acero hipereutectoides
Los aceros que contienen de 0.77% hasta aproximadamente 2% de carbono son conocidos como aceros
hipereutectoides. Suponiendo que un acero que contiene 1% de carbono ha sido calentado a la
temperatura de 845 ºC, se establece una estructura 100% austenítica. [15]
4.7. Influencia de los elementos en la aleación de los aceros
Para mejorar las características y el comportamiento de los aceros al carbono y mejorar la resistencia y
otras cualidades especiales es necesario añadir otros elementos en la aleación, cada uno con una
propiedad diferente, los más sobresalientes son:
Influencia del Níquel:
El níquel tiene la propiedad de aumentar la resistencia, límite elástico y dureza de los aceros a que se
añade, sin aumentar su fragilidad, además facilita el temple de forma tal que si un acero al carbono
requiere un enfriamiento al agua para su temple, añadiéndole níquel basta en general un enfriamiento
en aceite.
Influencia del Cromo:
El cromo aumenta considerablemente la dureza y resistencia de los aceros, aunque disminuye algo su
tenacidad y disminuye también su sensibilidad de los aceros al revenido; es decir, que es necesario
emplear revenidos a temperaturas más altas para lograr la misma disminución de dureza.
Influencia del manganeso:
El manganeso tiene efectos muy semejantes al níquel, pero con la particularidad de necesitarse
contenidos más pequeños de manganeso (aproximadamente la mitad), para lograr el mismo efecto que
con un contenido determinado de níquel. No obstante al elevarse el contenido excesivamente, produce
18
fragilidad por lo cual se limita el porcentaje siendo raro en la construcción, el empleo de aceros que
contenga más de 1.2% de manganeso.
Influencia del Wolframio:
El wolframio proporciona al acero gran dureza y resistencia al desgaste, y aumenta su fragilidad, no
obstante la propiedad más interesante que confiere al acero este elemento, es la de aumentar su
resistencia a elevadas temperaturas, es decir que a temperaturas elevadas tiene mayor dureza y
resistencia que los aceros de composición igual que no lo contengan. [12]
5. METODOLOGÍA Y PROCEDIMIENTO
5.1. Adquisición del material
Para comenzar este proyecto se inicia buscando en las diferentes comercializadoras de aceros,
presentes en la ciudad de Bogotá, el acero estructural ASTM A-131. Siendo la Compañía General de
Aceros (CGA) la empresa que cuenta con la existencia de este material y su fácil comercialización, por
lo que se adquirió el material en este lugar. Debido a que la compañía solo cuenta con una presentación
en placas (15.88 y 9.53 mm) y no en secciones rectangulares del metal a estudiar, se le solicita a la
comercializadora este acero con las siguientes condiciones: Secciones rectangulares calibre 9.53 mm,
un ancho de 10 mm, un largo de 300 mm y el corte de las secciones en el mismo sentido de laminación
de la placa origen.
Figura 3: Secciones rectangulares del acero A-131.
19
5.2. Análisis químico
Para garantizar la autenticidad del material se realizó un análisis químico en la Universidad
Nacional de Colombia por medio de la prueba de espectroscopia electrónica Auger, que consiste en
la técnica analítica aplicada a la ciencia de las superficies y materiales basada en la emisión de
electrones Auger. En este proceso de espectroscopia se mide la intensidad en función de la energía
cinética de los electrones emitidos de la superficie de la muestra y a través de una serie de “picos”
se llega a determinar o identificar los átomos presentes en la muestra. Como resultado de este
proceso aplicado al acero se obtuvieron los siguientes resultados:
Tabla 2: Composición química del acero ASTM A-131.
Según la norma ASTM A-131/A-131M-08 [16] y los datos de la tabla 2, obtenidos en el análisis
químico realizado al material se establece que el metal a estudiar es un acero estructural ASTM A-
131 grado A por su contenido de carbono no mayor a 0.21% máximo, además se cumple la
proporción de 2.5 * %Carbono mínimo para el contenido del manganeso ( ) aproximándose al porcentaje de este elemento contenido en el material, así como para los
porcentajes de fosforo (0.035 máximo) y azufre (0.035 máximo) son los mínimos requeridos por la
norma para este tipo de acero.
5.3. Corte y mecanizado
Para mecanizar y poder hacer un adecuado estudio se requiere determinar el sentido de laminación
del material, por lo cual se procede hacer un acabado a brillo espejo en la sección transversal y
longitudinal de una muestra del acero a estudiar, ya que las propiedades mecánicas pueden variar
bastante con respecto al sentido laminar de una sección a otra de 90º, el corte longitudinal de las
probetas se realiza según el sentido de laminación, como se muestra a continuación:
%
Fe %
C %
Mn %
P %
S %
Si %
Cu %
Ni %
Cr %
V %
Mo %
W %
Co %
Sn %
Al %
Pb 99,
011 0,
184 0,
465 0
,02 0
,01 0,
183 0,
022 0,
017 0,
035 0,
003 0,
008 0,
006 0,
003 0,
001 0,
031 0,
005
20
a. b.
c.
Figura 4: Probeta del acero A-131 a. Sección
rectangular pulida al brillo espejo, b. sección
longitudinal (cara lateral), c. sección transversal.
Como se observa en las imágenes b y c de la
figura 4 se comprueba que el corte longitudinal
de las muestras corresponde al sentido de
laminación, por la forma de las inclusiones
alargadas en la sección longitudinal y en punto en
la sección transversal de la muestra.
El mecanizado de las probetas se realizó según la
norma ASTM E-23[17] para la prueba de impacto
tipo Charpy y se tomó como referencia el corte
longitudinal y su respectiva entalla según el sentido de laminación para garantizar la máxima
absorción de energía en la prueba, de acuerdo con la referencia de Gonzales A y Gonzales C.
LABORATORIO DE ENSAYOS INDUSTRIALES [18] como se ve en la siguiente imagen:
Figura 5: Variación de la energía absorbida de acuerdo al sentido de laminación.
21
Fuente: Tomado de “Laboratorio de ensayos industriales” pág. 299. [18]
Debido a la difícil adquisición del material y a que la empresa que lo suministra contaba con placas
de 15.88 mm y 9.53 mm de espesor, se eligió por adquirir la segunda opción siendo la más factible
en cuestiones de mecanizado. Como resultado se obtuvieron probetas de sección cuadrada de 9.53
mm, una longitud de 55 mm y una entalla en la sección trasversal en “V” a 45 grados con un
redondeo interno de 0.25 mm, como se muestra en la siguiente imagen:
a. b. c.
Figura 6: a. Probeta mecanizada tipo Charpy del acero A-131, b. Detalle de la entalla y c. Detalle
del diámetro interno de la entalla.
Se verificó las dimensiones de la entalla como se observa en la imagen c de la figura 6, con un
estereoscopio Discovery V8 y posteriormente se procesaron las imágenes obtenidas en el
software AxioVision 4.8 en los laboratorios de metalografía de la facultad tecnológica de la
Universidad Distrital.
5.4. Tratamiento térmico
Para dar comienzo al tratamiento térmico se requiere calcular las temperaturas intercríticas ( y
) que están en función a la composición química del material, lo cual se comprobó por medio
de la teoría de Kasatkin [19] como se muestra a continuación:
22
Ya que las temperaturas intercríticas Ac1 y Ac3 dan como resultado 729.14ºC y 856.66ºC
respectivamente, se decidió realizar el temple a una temperatura de 830ºC con una duración de
30 minutos. Este proceso se ejecutó a todas las probetas, exceptuando 3 de estas muestras para su
debida comparación, en la mufla eléctrica LABTECH/LEF-P TYPE, figura 7, en los laboratorios
de la facultad Tecnológica de la Universidad Distrital.
Figura 7: Mufla eléctrica LABTECH/LEF-P TYPE
23
a. b.
Figura 8: Probetas del acero A-131 en el proceso del temple.
Luego de realizar el temple a las muestras, como se muestran en las imágenes a y b de la figura
8, se hicieron grupos de tres probetas para hacer el proceso de revenido a 500 ºC, dejando 3
probetas templadas fuera de este tratamiento; organizadas de la siguiente manera: 3 probetas de 5
minutos, 3 probetas de 10 minutos, 3 probetas de 15 minutos y 3 probetas de 30 minutos para
este revenido, lo cual se utilizó la mufla eléctrica nuevamente, enfriándolas en la misma
salmuera.
a. b.
Figura 9: a. Etapa del revenido y b. Clasificación de probetas del acero A-131.
5.5 Prueba de impacto tipo Charpy
Realizado el tratamiento térmico se procede a ejecutar la prueba de impacto, como se muestra en la
figura 10, según la norma ASTM E-23, lo cual se utilizó un péndulo Charpy Satec SI-1ª, con una
masa del martillo de 6.048 Kg aproximadamente cumpliendo esta norma.
24
a. b. c.
Figura 10: Martillo Charpy Satec SI-1ª para la prueba de impacto para las diferentes probetas del
acero A-131.
Debido a que el acero A-131 (por el contenido de manganeso) tiene una gran capacidad para
absorber energía y el martillo del péndulo tipo Charpy Satec SI-1ª con el que cuenta la
universidad, solo tiene una masa de 6.048 Kg, no alcanza a fracturar totalmente las probetas
como se ilustra en la figura 11; dando resultados muy similares para todas las muestras, como se
observa en la tabla 3.
a. b.
Figura 11: Probetas del acero A-131 después de la prueba del impacto.
De acuerdo a los resultados obtenidos en la tabla 3, no se puede hacer una comparación
cuantitativa de la energía absorbida por cada tratamiento térmico. Por tal motivo se hará una
deducción cualitativa a nivel general.
Tabla 3: Energía absorbida por las diferentes probetas del acero A-131.
Energía (J)
Sin Tratamiento
Térmico
81,1763
Solo temple (830ºC
a 30min)
33,1630
Rev. 500ºC a 5min 81,1457
Rev. 500ºC a
10min
81,1003
Rev. 500ºC a
15min
81,1270
Rev. 500ºC a
30min
81,1277
25
Gráfico 1: Energía absorbida del acero A-131 de acuerdo a cada tratamiento.
Según el gráfico 1 se puede inferir que el temple y el revenido si tuvieron efecto en el material
como se esperaba. Las probetas templadas fueron las más afectadas en la prueba de impacto, ya
que por efectos de este proceso el material obtiene más rigidez, por lo tanto es más frágil y para
las probetas revenidas se observa una variación de la energía, puesto que este revenido reduce la
dureza y disminuye las tensiones internas aumentado la tenacidad y su plasticidad; debido a que
la masa del martillo del péndulo de la máquina de impacto con el que cuenta la universidad, no
es suficiente para romper estas probetas, lo cual produce una limitación de los valores
cualitativos de cada uno de los revenidos y el material base.
5.6 TOMA DE DUREZAS
Para un mayor análisis de resultados se procedió a hacer la prueba de dureza a cada una de las
probetas teniendo en cuenta el tratamiento térmico realizado a cada grupo. Este procedimiento se
realizó en el durómetro GNEHM Swiss Rock figura 12, ubicado en los laboratorios de
metalografía de la Facultad Tecnológica de la Universidad Distrital.
Figura 12: Durómetro GNEHM Swiss Rock.
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
Sin TT Solo temple Rev. 5min Rev. 10min Rev. 15min Rev. 30min
En
ergi
a en
Jo
ule
s
26
Tabla 4. Durezas en HV de los distintos tratamientos térmicos del acero A-131.
Gráfico 2. Durezas en HV de los distintos tratamientos térmicos del acero A-131.
Como se evidencia en el grafico 2, el proceso del temple obtuvo la mayor dureza (146HV) con
aproximadamente un 25% por encima del material base (109HV) y por otro lado el revenido de
500ºC durante 5, 10,15 y 30 minutos fue disminuyendo progresivamente a medida que
aumentaba el tiempo de revenido hasta llegar a un decrecimiento del 28% en la muestra de 30
minutos de revenido (114HV), con respecto al temple, pero con un 4.38% por encima del
material en estado de suministro; por lo que se infiere que la dureza tuvo una tendencia
inversamente proporcional al tiempo de revenido.
5.7 METALOGRAFÍA
Inicialmente se seleccionó por cada grupo del tratamiento térmico la probeta que obtuvo la
mayor dureza, siendo las probetas discriminadas con el número 1 en el grupo de las probetas sin
tratamiento, solo temple, revenido 10 y 30 minutos las escogidas y para el caso del revenido 5 y
15 minutos fue la probeta número 3. Luego se procede a cortar cada una de éstas para poder
encapsular la muestra de cada grupo, que se realizó en la prensa de montaje automático
METKON ECOPRESS 50 figura 13, con lo cual cada capsula tiene dos muestras y un diámetro
de 30mm y una altura que varía de 10 a 16mm.
109
146 134 132
116 114
0
20
40
60
80
100
120
140
160
SIN TT Solo Temple Rev. 5min Rev. 10min Rev. 15min Rev. 30min
HV
HV
SIN TT 109
Solo Temple 146
Rev. 5min 134
Rev. 10min 132
Rev. 15min 116
Rev. 30min 114
27
Figura 13. Encapsuladora METKON ECOPRESS 50.
Luego, para alcanzar un brillo espejo se procedió a desbastar cada una de las capsulas en un
banco de lijado figura 14, utilizando lijas calibre 80, 120, 220, 500, 600, 1000 y 1500.
Figura 14. Banco de lijado de la Facultad Tecnológica.
Finalmente, para lograr un acabado mucho más óptimo se utilizó la pulidora METKON
FORCIPOL 2V figura 15, del laboratorio de la facultad utilizando un paño suave y alúmina
(Óxido de aluminio).
28
Figura 15. Proceso de pulido y acabado brillo espejo.
Después de alcanzar el pulido y el brillo espejo de cada muestra se procede a hacer el ataque
químico con alcohol etílico al 95% y Nital al 5% (ácido nítrico) como se observa en la figura 16.
Figura 16. Componentes químicos para el proceso de la obtención de las micrografías.
5.8. Microscopia óptica
Después del ataque químico se llevan las muestras al microscopio Axio observer D1M, para
tomar las micrografías a cada una de estas y analizadas en el software AxioVision 4,8. Se
observa la presencia de diferentes fases en los distintos tratamientos térmicos, como se muestra a
continuación:
29
Sin tratamiento térmico.
Figura 17: Microestructura x 500 aumentos del acero A-131 en estado de suministro.
Figura 18: Microestructura x 1000 aumentos del acero A-131 en estado de suministro.
Como se puede observar en las figuras 17 y 18 se tiene gran parte de granos de ferrita (hierro
alfa) y granos de perlita, ya que esta una característica de los aceros aleados al carbono
hipoeutectoide.
30
Solo temple (830ºC)
Figura 19: Microestructura x 500 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC.
Figura 20: Microestructura x 1000 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC.
En las figuras 19 y 20 se observa que al elevarse la temperatura entre los puntos intercríticos, la
perlita se transforma en una estructura austenítica, luego al enfriar drásticamente no se presenta
difusión dentro del material y se empieza a maclar en forma de agujas, transformándose en una
fase martensítica.
31
Revenido 500ºC durante 5 minutos
Figura 21: Microestructura x 500 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 5 minutos.
Figura 22: Microestructura x 1000 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 5 minutos.
En este caso en las micrografías de las figuras 21 y 22, al material se le vuelve a elevar la
temperatura no superior a su temperatura intercrítica inferior (Ac1) y al enfriar rápidamente una
vez más la microestructura la martensita comienza a partirse formando la martensita revenida.
32
Revenido 500ºC 10 minutos
Figura 23: Microestructura x 500 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 10 minutos.
Figura 24: Microestructura x 1000 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 10 minutos.
En las micrografías de las figuras 23 y 24 ocurre algo similar al revenido de 5 minutos (figura 21
y 22), la diferencia es que la cantidad de martensita revenida aumenta.
33
Revenido 500ºC 15 minutos
Figura 25: Microestructura x 500 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 15 minutos.
Figura 26: Microestructura x 1000 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 15 minutos.
De acuerdo con las microestructuras de las figuras 25 y 26 ya se empieza a ver la difusión de
carbono formando o definiendo los granos de ferrita y martensita revenida.
34
Revenido 500ºC 30 minutos
Figura 27: Microestructura x 500 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 30 minutos.
Figura 28: Microestructura x 1000 aumentos del acero A-131 con un temple a 830ºC y
un revenido a 500ºC durante 30 minutos.
Finalmente, en las micrografías de las figuras 27 y 28 se observa que la microestructura se
estabilizó formando granos de ferrita y martensita revenida, por acción de la difusión de carbono.
Después de desarrollar el proceso de preparado de las probetas y así obtener sus
microestructuras, se observan las distintas microscopias de las muestras tratadas térmicamente,
35
se aprecian distintas fases desde ferrita hasta la martensita revenida. Según las imágenes y la
información del libro, “Tratamientos térmicos de los aceros” de Apraiz Ferreira, [20] para el
metal base se observa una zona clara de ferrita o hierro alfa y una zona oscura perlita; para las
muestras con el tratamiento de solo temple se observa la presencia de martensita en forma de
agujas por la acción de este tratamiento; para las probetas del revenido se observa la zona clara
ferrita, apareciendo la martensita revenida. En las muestras del revenido de 5, 10 y 15 minutos es
poca la diferencia entre las microestructuras existentes con respecto la distribución de martensita
revenida, pero para el revenido de 30 minutos por la temperatura y el tiempo se acumula energía
y la ferrita libera átomos de carbono para formar nuevas fases.
5.9 Toma de Microdurezas
Para la toma de las microdurezas fue necesario atacar las muestras previamente y así poder
identificar las zonas claras de las zonas oscuras, aunque en algunas fue difícil hacer este proceso
debido al tamaño de grano y la distribución de las diferentes fases obtenidas, para ello se utilizó
el microdurómetro SHIMADZU HMV-2, lo cual se hicieron varias indentaciones en cada una de
las zonas para cada uno de los tratamientos y se muestran los siguientes resultados en la tabla 5.
Zona oscura zona clara
HV HV
Sin TT 490,8 299,4
Solo temple 306,8 277,4
Rev. 5 min 407,2 224,6
Rev. 10 min 321,8 319,0
Rev. 15 min 202,8 208,4
Rev. 30 min 217,4 211,8
Tabla 5: Microdurezas obtenidas por los diferentes tratamientos térmicos del acero A-131.
Gráfico 3: Microdurezas en Vickers (HV) para cada uno de los tratamientos térmicos del
acero A-131.
Debido a la dificultad con la toma de las microdurezas no se evidencia una tendencia puesto que
en la microestructura del material el tamaño de grano es muy pequeño, no se puede tener certeza
490,8
306,8
407,2
321,8
202,8 217,4
299,4 277,4 224,67
319
208,4 211,8
0
100
200
300
400
500
600
Sin TT Solo temple Rev. 5 min Rev. 10 min Rev. 15 min Rev. 30 min
HV
Zona oscura Zona clara
36
si el indentador del microdurómetro está en la zona clara o en la zona oscura, esto más que todo
para las muestras de 5, 10 y 15 minutos de revenido. Sin embargo se puede hacer una
discriminación parcial de las diferentes fases presentes en cada microestructura, según la dureza
de cada una de estas.
Como se observa en el grafico 3, para la probeta sin tratamiento térmico la zona oscura de
490,8HV pertenece a una fase perlítica y la zona clara de 299,4HV a una fase ferrítica, por otro
lado, la probeta con solo temple la zona oscura de 306,8HV corresponde a la fase martensítica y
la zona clara de 277,4HV a la fase ferritica y por último en los revenidos de 5, 10, 15 y 30
minutos la zona oscura es de fase martensítica revenida y la zona clara es de fase ferritica.
5.10. Porcentajes de las fases
Después de obtener las microestructuras de cada una de las muestras, se identifican los
porcentajes de cada fase existentes en ellas, con la ayuda del software del microscopio Axio
observer D1m dando como resultado los siguientes datos:
Sin tratamiento térmico
Figura 29. Identificación de las fases en el material base del acero A-131.
Gráfico 4. Porcentaje de fases en el material base del acero A-131.
37
Como se observa en la micrografía de la figura 29 y como se muestra en el gráfico 4, el acero A-
131 contiene un 64,11% de la fase 2 o zona clara (ferrita) y un 35,24% de la fase 1 o zona
oscura (perlita) debido a que es un acero al carbono hipoeutectoide.
Solo temple
Figura 30. Identificación de las fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple.
Gráfico 5. Porcentaje de fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple.
En este caso para la micrografía de la figura 30 y siguiendo el gráfico 5, el temple se tiene un
54,97% de la fase 2 o zona clara (ferrita) y un contenido de 44,24% de fase 1 o zona oscura
(martensita), puesto que al elevar la temperatura la perlita (hierro alfa y cementita), se transforma
en austenita y al enfriar drásticamente no se alcanzan a formar los granos de perlita nuevamente
y se maclan en forma de agujas, es decir se transforma en esta fase.
38
Revenido a 500ºC a 5 minutos
Figura 31. Identificación de las fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante 5 minutos.
Gráfico 6. Porcentaje de fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante 5 minutos.
Para el revenido de 5 minutos se analiza en la figura 31 y se observa el gráfico 6 una
redistribución de la microestructura debido a que ésta trata de estabilizarse cada vez más, lo cual
se ve un (34,61%) de la fase 2 o zona clara (ferrita), y una (64,15%) de fase 1 o zona oscura
maclada (martensita revenida)
39
Revenido a 500ºC 10 minutos
Figura 32. Identificación de las fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante 10 minutos.
Gráfico 7. Porcentaje de fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante 10 minutos.
Continuando en el proceso de revenido se observa nuevamente en la figura 32 y como se muestra
en el gráfico 7 hay una disminución de 4.89% de la fase 2 o zona clara (ferrita) y un aumento de
3.22% de la fase 1 o zona oscura (martensita revenida) con respecto a los porcentajes del
revenido a 500ºC durante 5 minutos que se muestran en el gráfico 6.
40
Revenido a 500ºC 15 minutos
Figura 33. Identificación de las fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante15 minutos.
Gráfico 8. Porcentaje de fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante 15 minutos.
Para esta etapa del revenido en la figura 33 y observando los porcentajes del gráfico 8
nuevamente hay un incremento de 2.33% de la fase 1 o zona oscura (martensita revenida) y una
disminución del 4.51% de la fase 2 o zona clara (ferrita) con respecto a los porcentajes del
revenido a 500ºC durante 10 minutos que se muestran en el gráfico 7.
41
Revenido a 500ºC 30minutos
Figura 34. Identificación de las fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante 30 minutos.
Gráfico 9. Porcentaje de fases en el acero A-131 con tratamiento térmico de temple y
revenido a 500ºC durante 30 minutos.
Finalmente para el revenido de 30 minutos se estabiliza la microestructura de la figura 34
teniendo en cuenta el gráfico 9 con un porcentaje de 62.85% de la fase 2 o zona clara (ferrita) y
un porcentaje menor de 36.66% de la fase 1 o zona oscura (martensita revenida).
42
Tabla 6: Porcentaje de las fases presentes en la miecroestuctura de cada uno de los
tratamientos termicos del acero A-131.
Grafico 10: Porcentaje de las fases presentes en la miecroestuctura de cada uno de los
tratamientos termicos del acero A-131.
A partir de los porcentajes de fases compilados en la tabla 6, se puede observar que el acero
ASTM A-131 contiene altos niveles de ferrita, ya que en el material base hay un 64.11% de
esta zona y un 35.24% correspondiente a la fase perlítica y con respecto a las muestras que solo
se les realizó el proceso de temple se observa un aumento de la martensita de alrededor de un
9% mientras que la zona clara (ferrita) tuvo un decrecimiento igual al 9%, luego en los
revenidos se evidencia un aumento directamente proporcional de la martensita revenida con
respecto al tiempo de este revenido , pero al final se logra estabilizar la microestructuras
formando límites de granos bien definidos.
5.11. Microscopia Electrónica de Barrido
Después de hacer el análisis de la microscopia óptica se procede a realizar el proceso de la microscopia electrónica de barrido con las mismas muestras contenidas en las baquelitas, esto se
realizó en el microscopio JE0L JSM-6409LV de la Universidad de los Andes y se obtuvieron los
siguientes resultados.
35,24
64,11
44,24
54,97
64,15
34,61
67,37
29,72
69,7
25,21
36,66
62,85
0
10
20
30
40
50
60
70
80
Fase 1 Fase 2
% d
e fa
ses
Sin TT Solo Temple Rev 5min Rev 10min Rev 15min Rev 30min
% Fase 1 % Fase 2
Sin TT 35,24 64,11
Solo Temple 44,24 54,97
Rev. 5min 64,15 34,61
Rev. 10min 67,37 29,72
Rev. 15min 69,70 25,21
Rev. 30min 36,66 62,85
43
Sin tratamiento térmico
Figura 35: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 3000 aumentos en estado de
entrega.
Figura 36: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 5000 aumentos en estado de
entrega.
Como se muestra en las figuras 35 y 36 para el material base se observa la presencia de ferrita y
perlita, esto se debe a la composición del metal, es decir un acero de bajo carbono.
44
Solo temple
Figura 37: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 3000 aumentos con un temple
de 830ºC.
Figura 38: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 5000 aumentos con un temple
de 830ºC.
En las figuras 37 y 38 del proceso de temple se observa la presencia de martensita y ferrita,
además que la microestructura martensítica toma una forma de agujas en alto relieve.
45
Revenido 500ºC a 5 minutos
Figura 39: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 3000 aumentos con un temple
de 830ºC y un revenido a 500ºC durante 5 minutos.
Figura 40: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 5000 aumentos con un temple
de 830ºC y un revenido a 500ºC durante 5 minutos.
En el proceso de revenido a 500ºC en 5 minutos la microestructura de las figuras 39 y 40 se torna
en martensita revenida (forma de agujas en alto relieve) y poca ferrita.
46
Revenido 500ºC 10 minutos
Figura 41: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 3000 aumentos con un temple
de 830ºC y un revenido a 500ºC durante 10 minutos.
Figura 42: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 5000 aumentos con un temple
de 830ºC y un revenido a 500ºC durante 10 minutos.
En este caso también se observan en las figuras 41 y 42 las agujas en alto relieve (martensita
revenida) y la fase ferrítica (el valle).
47
Revenido 500ºC 15 minutos
Figura 43: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131x 3000 aumentos con un temple de
830ºC y un revenido a 500ºC durante 15 minutos.
Figura 44: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 5000 aumentos con un temple
de 830ºC y un revenido a 500ºC durante 15 minutos.
Como se muestra en la figura 43 y 44 y por el efecto esperado del revenido es más notable la
martensita revenida en alto relieve además de la fase ferritica presente.
48
Revenido 500ºC 30 minutos
Figura 45: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 3000 aumentos con un temple
de 830ºC y un revenido a 500ºC durante 30 minutos.
Figura 46: Microscopia electrónica de barrido del acero A-131 x 5000 aumentos con un
temple de 830ºC y un revenido a 500ºC durante 30 minutos.
49
En las figuras 45 y 46 se evidencian los granos de ferrita y martensita revenida con sus límites de
grano bien definidos.
Finalmente se realizó el análisis de las imágenes obtenidas en la microscopia electrónica de
barrido lo cual corrobora lo concluido en a la microscopia óptica que obedece al mismo patrón.
En el metal base se muestra en alto relieve los granos de perlita con la fase ferritica en bajo
relieve. Con respecto a las muestras del tratamiento térmico de temple, se evidencia el cambio de
fase, generando martensita en alto relieve con mayor proporción a la ferrita en bajo relieve. Para
las muestras de tratamiento de temple y revenido a 500ºC durante 5, 10 y 15 minutos el
contenido de martensita revenida en alto relieve aumenta en proporción directa al tiempo
transcurrido del revenido, al mismo tiempo que los granos de ferrita disminuyen
considerablemente, es decir una proporción inversa al tiempo de este tratamiento. De acuerdo
con la microscopia de la probeta de temple y revenido a 500 ºC durante 30 minutos se observa
más uniformidad entre los granos de martensita revenida en alto relieve y ferrita en bajo relieve,
pero para este caso los granos de ferrita aparecen en mayor proporción ya que por el tiempo
transcurrido la microestructura se estabiliza haciendo que los límites de grano estén bien
definidos. [21]
50
6. CONCLUSIONES
• En primer lugar, se evidencia la influencia del revenido sobre la dureza y la tenacidad del material; ya que en el temple la dureza obtenida fue de 146 HV y la energía absorbida fue
de 33.163 Joules y para los revenidos la dureza fue disminuyendo en un 9% para el
revenido de 5 minutos (134HV) hasta llegar a un 28% en el revenido de 30 minutos
(114HV), caso contrario a la tenacidad que fue aumentando, aunque no se tengan valores
cuantitativos.
• Por los datos obtenidos en la prueba de impacto no fue posible establecer cuál fue la verdadera influencia del tratamiento térmico sobre la energía absorbida en el material.
• El péndulo Charpy Satec SI-1 con el que cuenta la universidad no tiene la suficiente masa
para romper las probetas de este tipo de acero y por esta razón las muestras marcaron la
máxima energía de la máquina, excepto la muestra de solo temple.
• Al aumentar el tiempo de revenido disminuye la dureza de la martensita y sus fracciones
volumétricas.
51
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