influencia del tiempo de tratamiento isotÉrmico en un

INFLUENCIA DEL TIEMPO DE TRATAMIENTO ISOTÉRMICO EN UN

ACERO CON CONTENIDO DE SILICIO CERCANO AL 1.5% Y

DEFORMADO PLÁSTICAMENTE AL 50%

CORDOBA CUBILLOS, DEWYTT JHORDAN.

[email protected]

FUENTES AGUDELO, EDER IVAN

[email protected]

MONOGRAFÍA PREVIA A LA OBTENCIÓN DEL TÍTULO DE:

―INGENIERO MECÁNICO‖

TUTOR:

PhD. BOHORQUEZ AVILA, CARLOS ARTURO

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS

Facultad Tecnológica

Proyecto Curricular en Tecnología Mecánica Industrial e Ingeniería Mecánica

Bogotá D.C

Enero de 2019

2

CONTENIDO

LISTA ILUSTRACIONES .................................................................................................. 3

LISTA DE TABLAS ........................................................................................................... 4

LISTA DE GRAFICAS ....................................................................................................... 5

1. ANTECEDENTES ...................................................................................................... 8

2. INTRODUCCIÓN ...................................................................................................... 15

3. METODOLOGIA ...................................................................................................... 17

4. DESARROLLO TEMÁTICO ..................................................................................... 18

5. CONCLUSIONES ..................................................................................................... 50

6. BIBLIOGRAFIA ........................................................................................................ 52

3

LISTA ILUSTRACIONES

Ilustración 1. Lingoteras luego de ser llenadas con la fundición ............................ 22

Ilustración 2. Diagrama TTT simulado en Jmat Pro ............................................... 25

Ilustración 3. Micrografía 50X material As-cast sin atacar ..................................... 25

Ilustración 4. (a) Micrografía 1000X As-cast sin atacar; (b) Imagen modificada a 8-

bit Software Image J ; (c) Histograma generado por el software Image J. ...... 26

Ilustración 5. (a) Micrografía 1000X material As-cast atacada Nital 0.2%; (b)

Detalle de fases perlíticas presentes ............................................................... 27

Ilustración 6. Micrografía 1000X Acero tratado isotérmicamente durante 4 horas . 29



Ilustración 9. Micrografía 50X Acero laminado y tratado isotérmicamente durante 4

horas ............................................................................................................... 32

Ilustración 10. Comparación micrografías material tratado por cuatro horas 1000X.

(a) Sin deformacion (b) Deformado al 50% ..................................................... 37

Ilustración 11. Micrografías SEM para el material laminado y tratado durante 8

horas ............................................................................................................... 38

Ilustración 12. Puntos para análisis de la composición química ............................ 39

Ilustración 13. Micrografía 50X Acero laminado y tratado isotérmicamente durante

4 horas ............................................................................................................ 42

Ilustración 14. Comparación micrografías material tratado por ocho horas 1000X.

(a) Sin deformacion (b) Deformado al 50% ..................................................... 42

Ilustración 15 Representación de la formación de bainita y ferrita acicular

(Santofimia, 2006, pág. 11) ............................................................................. 44

Ilustración 16. (a) Micrografía electrónica de barrido del material laminado y

tratado durante 8 horas; (b) Ampliación de imagen a) destacando formación de

ferrita acicular. ................................................................................................. 44

Ilustración 17. Micrografías SEM para el material laminado y tratado durante 4

horas ............................................................................................................... 45

Ilustración 18. Comparación micrografías SEM material deformado al 50% 5000X.

(a) Tratado por cuatro horas (b) Tratado por ocho horas ............................... 46

Ilustración 19. Incrustación de sulfuro en material ................................................. 46

4

LISTA DE TABLAS

Tabla 1. Composición química teórica Acero Producido. ....................................... 18

Tabla 2. Matriz para el balance de carga de fundición. .......................................... 18

Tabla 3. Pesos reales de los materiales empleados en la fundición ...................... 20

Tabla 4. Valores de potencias hornos abiertos de inducción (Botero) ................... 21

Tabla 5. Composición química final de la fundición obtenida por Difracción de RX

........................................................................................................................ 23

Tabla 6. Porcentajes de aleantes Punto 1 Ilustración 12 ....................................... 40

Tabla 7. Porcentajes de aleantes Punto 2 Ilustración 12. ...................................... 40

Tabla 8. Porcentajes de aleantes Punto 3 Ilustración 12. ...................................... 41

Tabla 9. Medición realizada por el microscopio electrónico de barrido para la

Ilustración 18 ................................................................................................... 47

Tabla 10. Mediciones de dureza en Vickers y Rockwell C ..................................... 48

Tabla 11. Mediciones de tenacidad ensayo de impacto Charpy ............................ 49

5

LISTA DE GRAFICAS

Grafica 1. Representación en 3D del histograma Ilustración 3(c). ......................... 27

Grafica 2. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT

material únicamente tratado por 4 horas ......................................................... 33


material únicamente tratado por 8 horas ......................................................... 34


material deformado plásticamente al 50% y tratado por 4 horas ..................... 35


material deformado plásticamente al 50% y tratado por 8 horas ..................... 36

Grafica 6. Análisis de composición química Punto 1 Ilustración 12 para la muestra

laminada y tratada durante 4 horas. ................................................................ 39







6

Cuanto mayor es la dificultad, mayor es la gloria."

Marco Tulio Cicerón (106 a.C.-43 a.C.)

7

Agradecimiento

Primero que todo queremos agradecer a Dios Padre por habernos brindado, toda

la sabiduría, la paciencia y su bendición para lograr culminar esta importante meta

en nuestros proyectos de vida.

Agradecemos también a nuestros padres por todo su apoyo incondicional durante

la carrera, sabemos que no fue un camino fácil pero con su ayuda logramos

superar cada uno de las pruebas.

Al PhD Carlos Arturo Bohórquez Ávila por guiarnos no solo en este proyecto, sino

también en muchos otros que adelantamos en conjunto.

Al Doctor Arnoldo Bedolla Jacuinde quien no abrió las puertas del Instituto de

Investigación en Metalurgia y Materiales de la Universidad Michoacana de San

Nicolás de Hidalgo, para desarrollar toda la parte experimental de esta

investigación.

Por ultimo a la Universidad Distrital Francisco José de Caldas por ser la institución

que nos acogió como un segundo hogar y nos permitió formarnos de una manera

integral.

8

1. ANTECEDENTES

Con el pasar del tiempo las aplicaciones en la cuales vemos presente el acero han

llegado a ser tan numerosas, que el mundo se ha visto en la necesidad de estudiar

la infinidad de combinaciones o aleaciones que este material nos permite crear y

finalmente obtener la característica especifica que se esté buscando.

Por tal motivo numerosas instituciones a nivel mundial dedican gran parte de sus

esfuerzos en pro de lograr conseguir el mejor rendimiento posible de los aceros a

través de la continua experimentación, comparación y análisis.

Un ejemplo de estos son los aceros bainíticos los cuales hasta el momento han

brindado soluciones en múltiples áreas con resultados aun 100% favorables.

En Bainite Formation in Medium-Carbon Low-Silicon Spring Steels Accounting for

Chemical Segregation (C. GOULAS, M.G. MECOZZI, and J. SIETSMA, 2016)

vemos como se realiza un estudio de homogeneidad a los muelles o resortes

fabricados con aceros bainíticos, empleando pruebas de dilatometría y

microscopía, llegando a la conclusión de que los elementos aleantes impropios a

la composición deseada producto de la segregación en la colada, retrasan la

transformación de la microestructura y limitan la fracción volumétrica máxima que

se podría obtener (C. Goulas, 2016)

También, se reafirma la teoría de que la formación de bainita superior incompleta y

de bainita inferior más homogénea dentro del material, se da a temperaturas altas

o inferiores cercanas a la temperatura de inicio de formación de la martensita

respectivamente.

A su vez encontraron que en las primeras etapas de la transformación cinética de

la bainita presenta una diferencia (retraso en el crecimiento de la bainita), con

respecto al resto de ella debido a las homogeneidades de Cr y Mn María Jesús

Santofimia Navarro (Madrid, 2007) en su trabajo de tesis doctoral La

transformación bainítica sin formación de carburos en aceros, luego de realizar un

detallado estudio de las transformaciones de fase en estado sólido y más

específicamente para la formación de bainita en ellos, valido que a la adición del

silicio dentro de la composición del acero ayuda a evitar la formación de carburos

y a su vez junto con otros aleantes aportan propiedades de resistencia y tenacidad

bastante interesantes.

9

Por otro lado esta investigación diseño un modelo para poder predecir la cinética

de la transformación bainítica, modelo que cubre tanto la elección de la

composición química como el tratamiento termomecánico más apropiado para la

formación de esta microestructura. (M. J. Santofimia, 2007)

Modelo que aplican para la obtención una serie de muestras de material al cual le

realizan su respectiva caracterización. Luego de contar con todos los datos

pertinentes de la microestructura y las propiedades mecánicas del acero,

concluyen que el modelo diseñado permite obtener resultados mucho mejores que

los esperados inicialmente. Adicionalmente el citado modelo predice con una

aproximación bastante buena de la fracción volumétrica de la bainita presente.

En otra investigación desarrollada se plantea la hipótesis de poder obtener bainita

superior e inferior en el acero fundido con inclusiones de carburos presentes en el

material. La metodología que emplearon fue la siguiente:

Se realizó la fundición en un horno de inducción de 15000Hz, utilizando como

elementos aleantes para este hierro noruego OB y acero St3, para el aporte de

silicio a la colada se adiciono ferro-silicio Fe-Si75 y ferro-manganeso Fe-Mn65.

Un 1% de la fundición fue colocado dentro de una cámara reactiva junto con un

termoelemento (PtRh10-Pt Tipo S) el cual a través de conductores

compensatorios envió información a un diagramador de cristal para realizar un

análisis de derivadas térmicas (TDA). La composición final del material se muestra

en la tabla 1. (S. Pietrowski)

Tomado de ARCHIVES of FOUNDRY ENGINEERING Volume 10, Issue 1/2010, BAINITE OBTAINING IN CAST IRON

WITH CARBIDES CASTINGS (Polonia 2009), pg.109

Todos los análisis arrojaron como conclusiones que si es posible obtener bainita

en presencia de carburos, que al fundir y dejar enfriar a temperatura ambiente con

una composición de 2% Mo y 0.5% Ni se presenta una microestructura bainítica

superior y aumentando el Níquel al 1% hay presencia de una mezcla entre bainita

superior e inferior.

10

“Los aceros multifase avanzados de alta resistencia generalmente se obtienen

aplicando tratamientos isotérmicos alrededor de la temperatura de inicio de la

martensita (Ms)” esta afirmación es el motivo de estudio A. N. López, J. Hidalgo, J.

Sietsma, M.J. Santofimia en su artículo Characterization of bainitic/martensitic

structures formed in isothermal treatments below the Ms temperature (Holanda

2017). El procedimiento experimental que se aplicó en este estudio es muy útil

para determinar cómo se comporta el material sometido a un tratamiento térmico

alrededor de la temperatura de formación de la martensita.

Primero realizaron un tratamiento con enfriamiento directo para

experimentalmente hallar la cinética de la formación martensítica. Determinando

un Ms experimental con 1% de error igual a 320 ± 5 °C.

Luego se practicó un tratamiento isotérmico por encima del Ms calculado para

obtener una mezcla de microestructuras (bainita, austenita retenida y martensita

fresca). Y por último con valores iguales e inferiores a la temperatura de formación

de la martensita, se realizaron tres tratamientos para finalmente poder analizar

una microestructura multifase.

Tomado de MATERIALS CHARACTERIZATION: CHARACTERIZATION OF BAINITIC/MARTENSITIC STRUCTURES

FORMED IN ISOTHERMAL TREATMENTS BELOW THE MS TEMPERATURE (Holanda 2017), pg. 249

Se definen los tipos de formas que se pueden encontrar dentro de la

microestructura al observar una micrografía se óptica o electrónica de barrido; de

las cuales nos interesa identifica que formas presentan los granos de bainita.

A continuación, vemos la caracterización del grano que plantean particularmente

para la bainita que recibe el nombre de ―SThin‖ (ST), con una forma de unidad

delgada aspecto acicular (aguja). Tienden a estar alineas o paralelas entre sí.

11





12

Se concluye que la ferrita bainítica (bainita) aparece en formas de unidades

aciculares delgadas o listones irregulares más anchos que los primeros. Unidades

aciculares alineadas entre y con una longitud media de entre 5 y 8 µm.

Por otra parte el estudio realizado por F.G Caballero, H.K.D.H Bhadeshia, K.J.A

Mawella, D.G Jones y P. Brown. Llamado Diseño de nuevos aceros bainíticos

(Madrid 2002), en el que se realiza una optimización a los procesos de diseño y

fabricación, a fin de cuentas para evitar la formación de martensita y favorecer la

de austenita retenida en la microestructura; adicional a esto se busca impedir la

aparición de carburos por medio de la adicción de silicio como compuesto aleante.

Una vez ajustado el procedimiento para la obtención de estos aceros el resultado

fue un material con una microestructura y propiedades mecánicas excepcionales,

mostrando unos excelentes valores de tenacidad y resistencia. (F.G. Caballero,

2002)

En el siguiente estudio se analizaron dos composiciones químicas de aceros

bainíticos de alta resistencia diferentes, pero con una característica en común:

libre de carburos, las composiciones empleadas son las siguientes:

0.47 % C, 1.22 % Si, 1.07 % Mn, 0.7 % Cr (S1) (wt %)

0.30 % C, 1.76 % Si, 1.57 % Mn, y 0.144 % Cr (S2) (wt %)

Se calcularon los límites de temperaturas de formación de la bainita (Ms y Bs)

para poder escoger una serie de temperaturas a aplicar a los dos aceros. Se

emplearon dos tipos de tratamientos térmicos uno de ellos con el nombre de

austempering (temple bainítico) y otro tratamiento isotérmico.

Una de las pruebas que sumo a su investigación y que es la que más nos llama la

atención es la siguiente:

13

Tomado de METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A VOLUME 42A, DECEMBER 2011—3921:

Development of New High-Strength Carbide-Free Bainitic Steels (2011) (S. Sharma, 2011)

Las anteriores son imágenes obtenidas con AFM (Atomic force microscope) las

cuales les permitieron revelar la ultra fina morfología de las muestras tratadas

térmicamente y también fue necesaria para observar otras fases y carburos

presente en la microestructura del material.

Luego de realizar pruebas de caracterización del material encontraron que la

fracción de volumen de bainita incrementa con el tiempo a cierta temperatura de

tratamiento isotérmico, y la fracción de volumen de la misma también está

directamente asociada con la posición de la temperatura isotérmica dentro de las

curvas C en el diagrama de TTT.

Por ultimo determinaron que para la composición del material S2 la temperatura

correcta para obtener las mejores propiedades tanto mecánicas como

microestructurales es a 623 K (350 C), y con un tiempo de duración del

tratamiento de 30 minutos.

14

De igual modo una serie de aportes importantes son destacados en una de las

publicaciones hecha por el grupo de trabajo conformado por Jean-Christophe

HELL, Moukrane DEHMAS, Sébastien ALLAIN, Juscelino Mendes PRADO, Alain

HAZOTTE y Jean-Philippe CHATEAU en su artículo llamado Microstructure –

Properties Relationships in Carbide-free Bainitic Steels (ISIJ International, Vol. 51

(2011), en donde se realiza la fabricación de dos aceros totalmente libres carburos

por medio de la utilización de un proceso de austempering y el uso de algunos

aleantes específicos. Ahora estas microestructuras fueron analizadas a través de

la técnica EBSD (Electron backscatter diffraction) y difracción de sicrotron, que

brindan una caracterización cristalográfica y microestructural más completa. Así

mismo cabe destacar que en el estudio se busca ampliar el camino hacia los

denominados aceros de alta resistencia de 3ra generación, para los que el valor

de UTS (Ultimate effort to stress) logro alcanzar valores superiores a 1250 Mpa,

buena ductilidad (UEL> 6%) y tensión de fractura (RA hasta 46%).

15

2. INTRODUCCIÓN

Para el desarrollo actual en Colombia resulta de vital importancia la incesante

innovación que adelantan las diferentes instituciones educativas, las cuales

visualizan un fuerte vínculo entre el crecimiento de la industria y la investigación.

Es así como desde la Facultad Tecnológica de la Universidad Distrital Francisco

José Caldas muchos de sus docentes y alumnos enfocan sus esfuerzos por

realizar aportes de notable importancia al área de materiales. Por tal motivo esta

investigación está encaminada al estudio detallado de un tipo de microestructura

presente en los aceros; la bainita que se ha mostrado como una excelente

solución ante las múltiples variables a enfrentar en las aplicaciones de la industria.

Comúnmente se habla de muchos procesos de fabricación de piezas mecánicas a

través de la fundición, no solo por las ventajas que brinda tanto para la formación

de piezas complicadas de elaborar a través de cualquier otra técnica de

manufactura; si no también a la gigantesca ventana que abre para la formación de

metales aleados los cuales brindan características únicas a los materiales que ya

conocemos, pero que para el actual sin número de aplicaciones, motivan la

investigación a no detenerse.

La literatura nos habla acerca de muchas combinaciones similares a la obtenida

durante el proceso de fundición desarrollado pero más específicamente de un

componente crucial para la formación de la microestructura bainítica; el silicio, que

al estar presente dentro de la composición química del material permite que haya

un retraso en la precipitación de la cementita desde la fase austenítica, esto por

poseer una baja solubilidad en la estructura cristalina de la cementita. (Caballero,

2007)

Cabe resaltar que toda la etapa práctica de esta investigación fue llevada a cabo

en las instalaciones del Instituto de Investigación en Metalurgia y Materiales de la

Universidad Michoacana de San Nicolás de Hidalgo, ubicada en la ciudad de

Morelia, México, bajo la orientación, colaboración y tutoría del Doctor Arnoldo

Bedolla Jacuinde

Al material de nuestra investigación se le practicó un proceso de laminación en

caliente puesto que uno de los principales objetivos del estudio, es el de analizar

cómo influye una deformación plástica (con una reducción del 50%) en la

16

microestructura del acero. La formación de bainita se obtuvo mediante la

aplicación de un tratamiento isotérmico entre temperaturas para la formación de la

misma (Ms y Bs), dicha temperatura se sostuvo durante dos lapsos de tiempo (4 y

8 horas) estando el material sumergido en un baño de sales de nitruración para

tener una temperatura uniformemente constante. Una vez fue practicado dicho

tratamiento el material se analizó bajo diferentes métodos de observación como: la

microscopía óptica con un rango de aumentos entre 50x - 1000x, los cuales

ayudaron a identificar a grandes rasgos la microestructura obtenida para luego

bajo el microscopio electrónico de barrido (SEM) se logró determinar la no

presencia de carburos dentro de una microestructura de ferrita bainítica.

Otro técnica se aplicó fue la difracción de rayos x que en gran medida ayudó a

determinar la composición del material en general, dando una mejor

caracterización del mismo generando gráficos en donde se reflejan los picos de

difracción de los planos correspondientes para la fase presente (Cornide, 2012).

También se tomaron mediciones de dureza superficial realizando cinco

indentaciones por probeta de una manera equidistante y uniforme en el área a

analizar obteniendo valores de dureza dentro de la escala Rockwell C. Asimismo

se practicó un ensayo de tenacidad empleando un péndulo de Charpy, realizando

mediciones por triplicado en cada uno de los casos de estudio.

17

3. METODOLOGIA

18

4. DESARROLLO TEMÁTICO

Esta investigación fue encaminada hacia el análisis de características y

propiedades que pueden ser obtenidas luego de fabricar un acero que sufra un

efecto de transformación inducida por plasticidad (TRIP), es por esto que se

realiza el procedimiento a continuación descrito con el fin de obtener un acero con

una microestructura bainítica. Una vez lograda esta, se procedió a la realización

de diferentes ensayos como SEM, Rayos X, ensayo de impacto Charpy y ensayo

de dureza; lo cuales aportan una caracterización específica del material producido.

Se realizó un balance de cargas el cual nos permitió determinar la composición

requerida y necesaria para obtener un acero con un número de aleantes

plasmados en la siguiente

Tabla 1. Composición química teórica Acero Producido.

Componentes C Mn Si Cr

%Wt 0.5 0.7 1.8 0.5

El balance de carga se calculó empleando un método matricial partiendo de en

una serie de materias primas disponibles en el laboratorio previamente

caracterizadas para conocer su composición. La matriz utilizada fue la siguiente:

Tabla 2. Matriz para el balance de carga de fundición.

ComponenteAleantes BASE SOREL Mn Si Cr

Composición teórica

%Wt C 0.031 3.99 0 0 0 0.5

%Wt Mn 0.127 0.008 100 0 0 0.7

%Wt Si 0.037 0.168 0 100 0 1.8

%Wt Cr 0 0 0 0 100 0.5

%Wt Fe 99.784 95.82 0 0 0 96.5

Luego de realizar procedimiento descrito a continuación, necesario para poder

determinar las cantidades de cada uno de los materiales a emplear en el proceso

de fundición, obtuvimos que para realizar la fundición de 20 Kg de material se

requería tener siguientes cantidades:

19

Si despejamos:

Una vez obtenidos las proporciones de cada uno de los materiales a emplear, el

paso a seguir fue el de multiplicar por 20Kg, debido a que valor de masa

corresponde a la cantidad de material que se deseaba fabricar.

- BASE: 17.28Kg

- SOREL: 2.372Kg

- MANGANESO: 0.116Kg

- SILICIO: 0.348Kg

- CROMO: 0.1Kg

Según recomendación del PhD Arnoldo Bedolla Director del Instituto de

Investigación en Metalurgia y Materiales para compensar las pérdidas de material

durante el procedimiento por efectos de la oxidación, es necesario calcular un

exceso en los cuatro elementos aleantes de los materiales empleados en el

proceso, el hierro y el cromo. Ya que el Sorel y la Base presentan en sus

composiciones hierro, calculamos el exceso en el Sorel que presenta menor

cuantía y dicho exceso lo descontamos de la cantidad de Base a emplear.

Finalmente, los pesos de los materiales fueron:

C=20% - Cr= 20% - Mn=10% - Si=10%

20

- BASE: 16.81Kg

- SOREL: 2.846Kg

- MANGANESO: 0.116Kg

- SILICIO: 0.348Kg

- CROMO: 0.120Kg

El proceso de colado del material fue llevado a cabo en dos lingoteras de sección

rectangular, como se ve en la Ilustración 1. Las cuales tenían una dimensión de

72mm x 70mm x 340mm de altura, para un volumen final por lingote de 1.714E-3

m^3 y una masa de 13.45Kg. Ilustración 1

Las cantidades reales empleadas varían un poco respecto a las teóricas

calculadas, debido a que los tramos de material impedían obtener la cifra exacta.

Los valores reales empleados están consignados en la Tabla 3.

Tabla 3. Pesos reales de los materiales empleados en la fundición

Componentes Cantidad Cantidad Teórica Cantidad real

Base (hierro bajo carbono) 16805,6 gr 16834 gr

Sorel 2846,4 gr 2852 gr

Mn 116 gr 116 gr

Silicio 348 gr 349 gr

Cromo 120 gr 120 gr

El proceso de fundición se llevó a cabo en un horno de inducción abierto que

poseía una capacidad máxima de 25 Kg. De acuerdo a la Tabla 4 para una carga

con una velocidad de fundición de 38Kg/h de Acero es necesario emplear una

potencia en el horno de aproximadamente 35kW y así obtener una temperatura de

material cercana a los 1650°C. En nuestro caso se emplearon 34kW y según la

experiencia del personal colaborador en el laboratorio de fundición la temperatura

alcanzada con ella está alrededor de los 1600°C. Durante este proceso se agregó

aluminio con el propósito de evitar la rápida oxidación del material fundido al estar

en contacto con el ambiente, por último, se agregaron los elementos aleantes en

estado puro para posteriormente realizar el vertimiento del acero dentro de las

21

lingoteras como se puede apreciar en la Imagen 1. Todo el procedimiento tomó

aproximadamente una hora en llevarse a cabo.

Si ahondamos un poco en el proceso de vaciado o vertimiento de la fundición en

las lingoteras vemos que en ciertos puntos el material fundido y las paredes de las

mismas se encontraban fusionados. Un efecto que puede haberse presentado en

dichos puntos recibe el nombre de difusión, la cual es una característica

importante entre las estructuras del acero. La difusividad de cualquier elemento

aleante es mucho más rápida en el hierro α que en el hierro γ. Así mismo el

choque térmico entre la temperatura de la fundición y las lingoteras a su vez

influyo en dicho proceso de difusión ya que la teoría nos habla de a mayor

temperatura la difusión es mucho más fácil y rápida (Belzunce, 2001)

Tabla 4. Valores de potencias hornos abiertos de inducción (Botero)

22

Ilustración 1. Lingoteras luego de ser llenadas con la fundición

Luego de realizar el desmolde y el respectivo corte de los tramos de material, este

se sometió a un proceso de laminación en caliente. El proceso de laminado en

caliente se lleva acabo comúnmente para aleaciones de aluminio y aceros

aleados. En él se manejan temperaturas superiores a 0.3 y 0.5 veces la

temperatura de fusión del material lo que corresponde al rango de temperaturas

de recristalización del mismo. (Escuela Colombiana de Ingenieria, 2011) Dentro de

dichas temperaturas lo que se busca es realizar una transformación en estado

sólido del material, sin que haya cambio de fase en él. (Merino, 2012) Partiendo de

que la temperatura de fusión lograda en la fundición es de 1600°C, el rango de

recristalización estaría encerrado entre los 480-800°C. A partir de la teoría y por

recomendación del PhD Arnoldo Bedolla se empleó una temperatura de 1000°

siendo esta una temperatura superior tanto a A3 como a la temperatura de

recristalización.

Corroborando la temperatura seleccionada para el proceso, se hace uso de las

formulas planteadas en Steel Forming and Heat Treating Handbook de Antonio

Augusto Gorni:

(1) Brandis

23

Si reemplazamos lo porcentajes de la composición de material obtenemos:

Se introdujeron los tramos de material en una mufla eléctrica con dicha

temperatura durante una hora para garantizar que todo el material lograra tener

una temperatura uniforme. Culminado el tiempo de calentamiento los lingotes

fueron hechos pasar por un laminador de rodillos con inversor de giro. Durante

este proceso se obtuvo un cambio de sección transversal del 50%, es decir, las

probetas que contaban con una sección transversal rectangular de altura 45mm se

deformaron hasta conseguir que la altura final fuese de 22,5mm. Inmediatamente

terminado el proceso de laminación (el cual se realizaba con una minuciosa

agilidad) se introdujeron los lingotes en un recipiente que contenía un baño de

sales de nitruración, que permitió el enfriamiento rápido del material y así de

acuerdo a la literatura de cambios de fase dar pie al inicio de la formación de

bainita.

Dentro de las variables de la investigación está la aplicación del tratamiento

isotérmico durante dos periodos de tiempo diferentes, se determinaron lapsos de

permanencia de cuatro y ocho horas bajo el mismo para así poder establecer cuál

es el tiempo más óptimo para obtener una microestructura uniforme.

La literatura nos habla acerca de múltiples investigaciones realizadas alrededor de

los aceros bainíticos y el cómo mejorar ostensiblemente sus características

mecánicas debido a que muchas de ellas apuntan hacia un componente dentro de

la aleación, crucial para la obtención de la bainita, el silicio en porcentajes muy

cercanos al 1,5%Wt.

Tabla 5. Composición química final de la fundición obtenida por Difracción de RX

Componentes C Mn Si Cr

%Wt 0.45 0.723 1.46 0.744

Al Tb V Mg Cl S Mo

979ppm 860ppm 573ppm 570ppm 328ppm 253ppm 108ppm

24

Se realizó el cálculo para la obtención del adecuado balance de cargas que sería

óptimo para la fabricación de este acero, con la consecución del material producto

de la fundición se efectuó una difracción de RX que nos arrojaría la composición

final con la que quedó conformada como se observa en la Tabla 5. Esta

composición resultante finalmente nos indicó que el porcentaje de silicio era de

1,46%Wt, quedando por debajo del valor porcentual esperado; esto podría llegar

atribuirse a que algunos componentes usados en el proceso de elaboración tales

como el Sorel y el material base, no poseían una homogeneidad total en sus

composiciones.

Así mismo en la composición anteriormente mencionada se destaca el valor

porcentual que posee el carbono que al ser de 0,45 %Wt, indicaría que el

resultado final con estos protocolos de fabricación es un acero aleado al Si-Mn con

contenido de carbono nominal entre 0,4 y 0,5%Wt según clasificación.

Una vez se contó con la composición química final de la fundición se aplicaron las

siguientes dos ecuaciones tomadas del libro Steel Forming and Heat Treating

Handbook:

(1) Kirkaldy

(2) Andrews

Con ellas se calcularon los dos rangos límite de temperatura para la formación de

Bainita, obteniendo los siguientes resultados.

En la Ilustración 2. podemos apreciar el diagrama TTT simulado con en el software

Jmat Pro con licencia a nombre del Instituto de Investigación en Metalurgia y

Materiales, en el cual se muestra el cambio de la fase bainítica entre las curvas C

de color verde entre las temperaturas de 300°C y 500°C, que se aproximan a las

calculadas con las anteriores ecuaciones.

25

Ilustración 2. Diagrama TTT simulado en Jmat Pro

Finalizado el procedimiento del tratamiento termomecánico para los casos de

estudio, se prepararon las muestras metalográficas para su respectivo análisis

bajo los siguientes ensayos: micrografía óptica, dureza superficial, micrografía

electrónica de barrido, difracción de rayos X y ensayo de impacto Charpy.

Dentro de nuestro estudio se realizó un proceso de fundición con una serie de

aleantes seleccionados por su amplio renombre a nivel investigativo y por el

aporte de características al material, con miras a la obtención de una

microestructura específica. Como podemos apreciar en la Ilustración 3 la

micrografía del material de fundición presenta unas inclusiones de carbono.

Ilustración 3. Micrografía 50X material As-cast sin atacar

26

Con el fin de ahondar un poco más en las características que presentan las

micrografías resultantes del material As-cast, se hace una valoración en el

software Image J, el cual realiza un análisis de la imagen cambiando la cantidad

de bits que definen cada pixel de la misma y reemplazando esta definición por una

de 8 bits, permitiendo cuantificar de una manera más fácil la cantidad de puntos de

un determinado tono (256 en total) entre la gama de la escala de grises. De esta

manera obtiene una tabla de histograma la cual podrá graficar en tres dimensiones

mostrando la existencia de algunas particularidades en la superficie de las

probetas. (Cornel)

(a) (b)

(c)

Ilustración 4. (a) Micrografía 1000X As-cast sin atacar; (b) Imagen modificada a 8-bit Software Image J ; (c) Histograma generado por el software Image J.

27

Realizando la selección de la Ilustración 4 se hizo un paso a paso en el análisis de

la micrografía obtenida por medio del software Image J (Licencia gratuita) que nos

permitió discernir si la superficie del material presenta o no discontinuidades y en

caso afirmativo que tipo de ellas. Como se aprecia en la Grafica 2 en donde los

puntos del histograma dan evidencia de la posible presencia de poros sobre la

superficie del material obtenido en la fundición.

Grafica 1. Representación en 3D del histograma Ilustración 3(c).

En la Ilustración 5(a) se puede apreciar la microestructura presente en el material

en estado de fundición, en ella se identifican al interior de los granos fases

perlíticas tanto de perlita gruesa como de perlita fina.

(a) (b)

Ilustración 5. (a) Micrografía 1000X material As-cast atacada Nital 2%; (b) Detalle de fases perlíticas presentes

En el detalle de la Ilustración 5(b) se destacan los granos de perlita que están

constituidos de forma bifásica, es decir, las zonas claras y alargadas corresponden

a Fe-Fe3C (Cementita) en una matriz de hierro α (Ferrita).

28

En ocasiones la perlita puede presentarse de una tonalidad oscura al ser

observada bajo el microscopio óptico, debido a que la estructura laminar es muy

fina. En condiciones normales de ataque las fases ferrita y cementita tendrán una

coloración clara, pero para el caso debido al gran número de límites de grano

entre la matriz ferrítica y las láminas de cementita se produce la tonalidad oscura.

Si miramos, las múltiples investigaciones alrededor de la microestructura bainítica

podemos encontrar que desde finales de 1920 se adelantan grandes avances

pioneros en las transformaciones isotérmicas de la martensita a temperaturas por

encima de la temperatura inicial de formación de la martensita pero por debajo de

la temperatura de formación de la perlita fina, Davenport y Bain (1930)

descubrieron una formación microestructural con una característica acicular de

inclusiones oscuras muy diferente a la martensita y perlita que hasta la fecha se

había estudiado. Llamada en primera medida ―Martensita-Troostita‖. Luego de un

sin número de intentos para determinar los límites de formación de dicha

microestructura se pudo obtener la definición de lo que hoy llamamos Bainita, que

podremos encontrarla en dos disposiciones microestructurales, ambas descritas

como inclusiones o agregados de láminas paralelas entre sí. (Bhadeshia, 2015)

Consideremos ahora que los procesos que deben ocurrir para que finalmente se

produzca una transformación de toda la austenita obtenida, pueden

abarcar metodologías de conformación como la causada por el efecto TRIP. Los

aceros TRIP (Transformation Induced by Plasticity) hacen parte de la primera

generación de aceros avanzados de alta resistencia AHSS (Advanced High

Strength Steels). Son aceros con composiciones químicas muy simples (Fe-C-Mn-

Si/Al) cuyas excelentes propiedades mecánicas y de conformabilidad se deben a

configuraciones microestructurales específicas que se obtienen mediante recocido

del producto laminado en frío o directamente laminado en caliente. (Cornide, 2012)

Así mismo cabe mencionar un factor clave en la diferenciación que existe entre los

aceros de alta resistencia o HSS (High Strength Steels) y los aceros AHSS

(Advanced High Strength Steels), la cual radica básicamente en el hecho de que

los primeros respectivamente mencionados son monofásicos al contar con una

estructura ferrítica mientras que los AHSS están microestructurados en dos o más

fases ferrita, martensita, austenita retenida y bainita. (Cornide, 2012)

Conforme a las consideraciones mencionadas anteriormente para lograr la

fabricación de estos aceros, se destaca el hecho de que una vez haya sido

inducida la deformación por plasticidad se deba generar un procedimiento

29

mediante el cual se pueda realizar una adecuada transformación de la fase que

conforma esta microestructura. Esto se logra a través de la aplicación de un

tratamiento isotérmico, en este caso será un austemperado o temple bainítico que

nos favorecerá el paso de austenita a bainita; para llevar a cabo este proceso es

necesario hacer un rápido descenso desde la temperatura de austenización hasta

una temperatura dentro de rango inicio de formación de martensita (Ms) y de

bainita (Bs). Lo que finalmente dará como resultado será una modificación de las

fases presentes, siendo notorio este cambio en las micrografías observadas al dar

cuantía de formaciones de austenita retenida, ferrita y bainita. Se determinó que

para el tratamiento isotérmico de Austemperado la temperatura a emplear sería de

450°C.

Para que se produzca la formación de bainita es necesario que se presenten

cambios en la condición de paraequilibrio existente, difusión de carbono y tiempo.

Es producto de una nucleación y un crecimiento que en algunos casos puede no

ser proceso completo debido a que se generan remanentes de austenita los

cuales pueden permanecer por periodos de tiempo perennemente largos.

Finalmente se puede decir que la bainita, así como la perlita están constituidas por

una mezcla de ferrita y carburo de hierro (Fe3C). (Merino, 2012)

Ilustración 6. Micrografía 1000X Acero tratado isotérmicamente durante 4 horas

En la Ilustración 6 se puede observar una microestructura bainítica en mayor

medida compuesta por bainita superior, destacada por presentar formaciones

arborescentes, en donde vemos que el crecimiento de la bainita sigue una

alternancia en la nucleación de la ferrita y la placas de cementita, dentro de la

30

imagen se pueden apreciar las denominadas ―plumas de bainita‖ contenidas en un

matriz martensítica.

La micromorfología que presenta la bainita dependerá directamente de la

temperatura a la que se produzca; si esta se constituye a temperaturas

aproximadamente a los 400°C o superiores se obtendrán formaciones

arborescentes que, para un acero de contenido medio de C, este presentará

algunos mecanismos de crecimiento distintos a lo de un acero bajo o alto carbono.

Al haber mayor contenido de carbono esto facilitará la nucleación de Fe3C y el

crecimiento de la bainita seguirá ahora una secuencia de alternancia en la

nucleación de la ferrita y placas de carburo, describiendo las formaciones en

―Plumas de bainita‖. Por otro lado, el mecanismo de formación de bainita inferior y

su morfología son relativamente independientes del contenido en carbono; otro

factor que debe necesariamente cumplirse es que está transformación tenga lugar

en una temperatura aproximadamente de 270°C (Merino, 2012)

Sin embargo, más adelante se podrá corroborar la presencia de dicha

microestructura bajo el análisis de las imágenes obtenidas con el microscopio

electrónico de barrido.


Dentro de la Ilustración 7 se encierran dos líneas bastante tenues en donde

distinguimos pequeñas acumulaciones de una fase en específico allí, como se ve

no encierran por completo un área de la superficie del material lo que evidencia

que para este tiempo de tratamiento (4 horas) no ha transcurrido el tiempo

requerido para que haya una mayor difusión del carbono o de los carburos

presentes (cementita)

31

―Los aceros bainíticos son más duros y resistentes que los perlíticos porque tienen

una estructura más fina a base de partículas diminutas de Fe3C en una matriz

ferrítica; por este motivo exhiben una interesante combinación de resistencia y

ductilidad‖. (Callister, 2002). Debido a que se distribuyen de una manera muy

cercana entre si las placas de cementita separadas unas de otras por ferrita, la

característica de la dureza del material final tiende a ser superior a los aceros

conformados por otros tipos de microestructuras.

En la Ilustración 8, se aprecia una micrografía del material únicamente tratado por

un lapso de ocho horas, en donde las zonas con acumulación de microestructuras

que evidenciaban en el material tratado por 4 horas nuevamente aparecen en

mayor cantidad (cementita). A su vez también vemos como continúan presentes

las formaciones de bainita con características de láminas dispuestas en grupos

con la misma dirección dependiendo de la forma en que nuclean con respecto a la

austenita. (Merino, 2012)


En las Gráficas 2 y 3 podemos ver representadas para cada una de los tiempos

empleados en el procedimiento de tratamiento isotérmico. Este difiere de los

diagramas en los Gráficas 3 y 4 en que las temperaturas al finalizar el proceso de

deformación plástica son inferiores a las que presentaba el material al cual

únicamente se le realizo el tratamiento.

32


4 horas

Como producto final del proceso de laminación y tratamiento durante 4 horas,

podemos encontrar una microestructura en la que se observan cambios

macroscópicos entre los que se destacan la homogeneidad de las fases presentes

y la compactación de los granos. En la Ilustración 9 se visualiza el aspecto global

de esta microestructura, donde se aprecia claramente la dirección horizontal del

proceso de deformación plástica realizada, adicionalmente se identifica un cambio

en la micro estructura al analizar el material bajo más aumentos. Al realizar una

comparación entre las dos probetas a las que se les aplico el mismo tiempo de

tratamiento (2400s), se hace evidente en la Ilustración 10 (b), la presencia de

grandes acumulaciones de ferrita dúctil con islotes de bainita y austenita retenida

en su interior, producto de la transformación plástica inducida según lo indica la

teoría. (ArcelorMittal, 2018)

33

Grafica 2. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material únicamente tratado por 4 horas

34

Grafica 3. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material únicamente tratado por 8 horas

35

Grafica 4. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material deformado plásticamente al 50% y tratado por 4 horas

36

Grafica 5. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material deformado plásticamente al 50% y tratado por 8 horas

37

(a) (b)

Ilustración 10. Comparación micrografías material tratado por cuatro horas 1000X. (a) Sin deformacion (b) Deformado al 50%

Como se observa en la Ilustración 10, se hace un análisis comparativo en las

micrografías obtenidas para los dos casos de austemperado, evidenciando con

claridad el efecto que genera la deformación plástica en la microestructura; en la

Ilustración 10(b) posiblemente el efecto que se observa tiene su explicación

debido a la compresión granular generada, pues se destacan islotes de fase

ferrítica grandes (zonas más oscuras) así como de ferrita bainítica en las zonas

claras, que inclusive llegan a formarse intragranularmente de forma muy similar a

la ferrita idiomórfica, a su vez encontramos como acompañando la bainita se hace

presente austenita retenida producto de la aplicación de la deformación con el

proceso de laminación.

Las micrografías SEM Ilustración 11 (a-d) confirman la presencia de formaciones

de bainita que se reconocen por tener un aspecto en forma de pluma, como

anteriormente se mencionó, estas corresponden a formaciones de bainita

arborescente o superior.

A su vez se puede llegar a considerar que las zonas más oscuras presentes en las

imágenes, corresponderían a formaciones de ferrita dúctil y los espacios donde se

diferencian formaciones de agujas serian de bainita superior (se identifican finas

placas en las que se encuentran partículas de Fe3C que han nucleado en esos

sitios) y en aquellas zonas un poco más claras que poseen una particular

uniformidad se ubica la fase de austenita retenida; de esta manera es como se

observaría la manera en que se encuentra microconformado un acero TRIP.

38

(a) (b)

(c) (d) Ilustración 11. Micrografías SEM para el material laminado y tratado durante 4

horas

El microscopio electrónico a su vez permitió identificar la composición química de

determinados puntos de interés presentes en un área aleatoria de análisis. Para el

caso se examinaron tres puntos con características de formas diferentes

(Ilustración 12), sin embargo, los resultados arrojados indicaron composiciones

bastante similares en las ubicaciones de seleccionadas.

39

Ilustración 12. Puntos para análisis de la composición química

Grafica 6. Análisis de composición química Punto 1 Ilustración 12 para la muestra laminada y tratada durante 4 horas.

40

Tabla 6. Porcentajes de aleantes Punto 1 Ilustración 12

Element At. No. Netto Mass [%]

Mass Norm. [%]

Atom [%]

abs. error [%] (1 sigma)

rel. error [%] (1 sigma)

Carbon 6 1122 4.0578885 4.1425405 16.469882 0.915404 22.558649

Silicon 14 2586 1.762780 1.799554 3.0597477 0.1122581 6.3682426

Chromium 24 624 0.6809468 0.6951521 0.6384292 0.061338 9.0077532

Iron 26 43721 91.454903 93.3627533 79.831940 2.7429108 2.9991949

Sum 97.956519 100 100


laminada y tratada durante 4 horas.

Tabla 7. Porcentajes de aleantes Punto 2 Ilustración 12.


Mass Norm. [%]

Atom [%]



Carbon 6 1314 4.737898 4.715220 18.46073 1.021691 21.56424

Silicon 14 2152 1.518247 1.510 2.529896 0.102215 6.732467

Iron 26 43941 92.82515 92.38084 77.78723 2.783374 2.998513

Manganese 25 506 0.781150 0.777411 0.665433 0.069947 8.954457

Chromium 24 572 0.61850192 0.61554148 0.556691 0.058991 9.53776

Sum 100.480948 100 100

41



Tabla 8. Porcentajes de aleantes Punto 3 Ilustración 12.


Mass Norm. [%]

Atom [%]



Carbon 6 888 3.233678 3.218987 13.21389 0.782350 24.19381

Silicon 14 2177 1.488438 1.481676 2.60113 0.100562 6.756215

Iron 26 44850 94.3491 93.92049 82.91846 2.827602 2.996956

Chromium 24 524 0.574756 0.572145 0.542534 0.057560 10.01470

Manganese 25 522 0.81037 0.806691 0.72397 0.071121 8.776410

Sum 100.4563 100 100

Ahora veamos los cambios que se manifestaron en el material deformado

plásticamente y tratado isotérmicamente durante un periodo de ocho horas. En la

Ilustración 14 se muestra una micrografía del material resultante a 50 aumentos,

en donde también se logra reconocer fácilmente la dirección en la que se realizó el

laminado y el efecto de compresión granular. Si nos detenemos a realizar una

comparación macroscópica del material laminado y tratado por 4 horas versus el

mismo pero tratado durante 8 horas, se logra evidenciar que este último presenta

una distribución más uniforme de la austenita retenida, presumiblemente por pasar

el doble de tiempo sometido al tratamiento.

42


4 horas

Como se analizó en las micrografías anteriores en las que se hablaba acerca de la

aparición de bordes de granos definidos por la presencia de γ´ en ellos, podemos

identificar que para el material sometido a la deformación plástica ocurre algo

similar; áreas que albergan en sus espacios ferrita la cual se caracteriza por

presentar una tonalidad más oscura que las demás microestructuras. Así mismo

en las dos micrografías de la Ilustración 14 también distinguimos que

acompañando a esta fase se encuentra también ferrita bainítica en el interior de

dichos granos.

(a) (b)

Ilustración 14. Comparación micrografías material tratado por ocho horas 1000X. (a) Sin deformacion (b) Deformado al 50%

43

Los carburos son grandes responsables en la falla anticipada de algunos aceros

bainíticos debido la fina dispersión de ellos, sin embargo, en este tipo de

aleaciones estos precipitan de formas diferentes dependiendo de si se trata de

bainita superior o inferior. Para esta investigación se determinó que la

precipitación de los carburos se dio a través de la bainita superior, ya que esta

aleación cuenta con un contenido de 1,46%wt de silicio estando muy cerca del

valor mínimo requerido para evitar la formación de cementita (carburo más

común), si dentro del proceso no se presenta ningún obstáculo cinético la

precipitación de estos carburos acompaña el crecimiento de la bainita superior

cuando la temperatura de transformación está por debajo de Tc. (Sierra, 2011)

La reacción bainítica presenta una naturaleza dual; por un lado, se dan procesos

de nucleación y crecimiento como ocurre en la formación de perlita y por otra parte

se manifiestan características propias de la reacción martensítica, debido a que

ambas tienen un ordenamiento en forma de placas. La teoría indica que un factor

crucial que permite separar las zonas de temperatura en la que se da la

transformación de austenita a perlita o bainita es la presencia de elementos

aleados en solución solida de la austenita. (Merino, 2012)

A su vez si analizamos más a fondo las imágenes obtenidas con el SEM

podremos comprobar que con el mismo mecanismo de formación de la bainita, se

puede presentar la formación de ferrita acicular; ambas microestructuras tienen la

particularidad de formarse a temperaturas superiores a la temperatura de

formación martensítica y por debajo de la temperatura de formación de ferrita

Widmanstätten (alrededor de 725°C). El factor determinante para la diferenciación

entre ambas microestructuras es el lugar y la forma en que nuclean. Como se

observa en la Ilustración 11 la bainita nuclea en los bordes de grano austenítico,

mientras que la ferrita acicular lo hace heterogéneamente en inclusiones no

metálicas. (Santofimia, 2006)

44

Ilustración 15 Representación de la formación de bainita y ferrita acicular (Santofimia, 2006, pág. 11)

Por ejemplo, en la Ilustración 16(b) basados en la teoría anteriormente expuesta

encontramos que el material tratado por ocho horas presenta pequeñas

formaciones con características similares a las que se describen para la ferrita

acicular, en la que se destacan estructuras con forma de agujas orientadas al azar

y ubicadas intragranularmente. En comparación las formaciones de bainita

presentan una nucleación que se da desde los bordes del grano austenítico con

un sentido homogéneo hacia el interior del mismo.

(a) (b)

Ilustración 16. (a) Micrografía electrónica de barrido del material laminado y tratado durante 8 horas; (b) Ampliación de imagen a) destacando formación de

ferrita acicular.

Del mismo modo dentro de la microestructura para el material laminado y tratado

por ocho horas vemos como al emplear una temperatura de tratamiento isotérmico

dentro del rango de formación de la bainita, pero más cercana al límite superior de

temperatura para formación de la misma, (temperatura de formación de bainita

superior) vemos como en mayor medida las microestructuras reflejadas en las

45

Ilustraciones 17 (a,b,c,d) presentan una forma arborescente característica de la

bainita en mención.

(a) (b)

(c) (d)

Ilustración 17. Micrografías SEM para el material laminado y tratado durante 8 horas

Tanto en el material laminado y tratado por 4 horas como para el material

laminado y tratado por 8 horas, se evidencia la presencia de zonas con una

coloración más clara y sin formaciones de placas de bainita en su interior, basados

en la teoría consultada se llega a la determinación de que en dichas zonas hay

presencia de austenita retenida como se aprecian en la Ilustración 18.

46

(a) (b)

Ilustración 18. Comparación micrografías SEM material deformado al 50% 5000X. (a) Tratado por cuatro horas (b) Tratado por ocho horas

Así mismo como en la Ilustración 18(a) la zona encerrada en rojo nos muestra una

interacción entre dos microestructuras, se distingue un área que se presume es

ferrita que durante las cuatro horas de tratamiento no tuvo una transformación a

otra fase y quedo encerrada dentro de un grupo de austenita. Caso contrario el

que se aprecia en la Ilustración 18(b) en donde dicha particularidad no se

manifiesta.

Ilustración 19. Incrustación de sulfuro en material

La presencia de algunas discontinuidades se hace evidente gracias a las

micrografías obtenidas con el microscopio electrónico de barrido; que para el caso

de la Ilustración 19 nos deja ver la forma en que se manifiesta una posible

47

incrustación de sulfuro, conclusión a la que llegamos gracias a que el SEM nos

permite determinar los componentes o elementos químicos presentes en una zona

específica, para este caso el punto 1. Composición que está representada en la

Gráfica 9 con los datos de la Tabla 6. Viendo en mayor proporción azufre en dicho

punto.



Tabla 9. Medición realizada por el microscopio electrónico de barrido para la Ilustración 18

Element At. No. Netto Mass [%] Mass Norm.

[%] Atom [%]



Carbon 6 1631 4.875818 5.160765 17.15182 0.995562 20.418365

Sulfur 16 112877 25.68228 27.18318 33.8400 0.934962 3.6404946

Manganese 25 58808 51.8128 54.84080 39.84798 1.539399 2.9710777

Iron 26 11214 12.10766 12.81525 9.160151 0.40363 3.3336778

Sum 94.47860 100 100

48

Tabla 10. Mediciones de dureza en Vickers y Rockwell C

Procesos en Material Durezas Promedio

H. Vickers H. Rockwell C H. Vickers H. Rockwell C

Tratado Isotérmicamente a 4 Horas

319.7 32.1

323.36 32.54 317.4 31.9 336.7 34 326.3 32.9 316.7 31.8

Tratado Isotérmicamente a 8 Horas

312.8 31.2

310.02 30.94 312.4 31.3 306.1 30.5 300.1 29.7 318.7 32

Tratado Isotérmicamente a 4 horas y deformado

plásticamente 50%.

352.9 35.8

358.5 36.56 358.7 36.5 355.2 36.1 365.8 37.8 359.9 36.6

Tratado Isotérmicamente a 8 horas y deformado

plásticamente 50%.

339.9 34.3

334.74 33.8

331.2 33.4

320 32.2

349.9 35.5

332.7 33.6

Nota: La carga utilizada fue de 20 Kg. Para determinar la dureza Vickers

En la tabla anterior están consignados los valores de dureza para los cuatro casos

de investigación. Si consultamos la literatura se encuentran valores de dureza

relacionados para la bainita superior del orden de los 32HRC; (Plata, 1992) así

mismo los valores característicos que recibe la microdureza de la austenita son del

orden de los 300HV. (Caballo, 2012) En comparación los tramos de material

tratados durante cuatro horas versus aquellos con tratamiento por ocho horas

presentan valores superiores sin importar que hayan sido laminados o no. A su

vez en ella vemos que los lingotes del material deformado plásticamente y tratado

durante cuatro horas son los que presentan la dureza más alta 36.56 HRC Lo que

sugiere que si se desea obtener un material con la composición química de

estudio que presente una dureza alta es recomendable realizar un austemperado

por un periodo de cuatro horas.

Seguramente como durante el proceso de tratamiento a ocho horas hay un mayor

tiempo en el que el material puede sufrir un proceso de difusión de carbono mucho

más prolongado cifra que se ve reflejada en una menor dureza.

49

Tabla 11. Mediciones de tenacidad ensayo de impacto Charpy

Procesos en Material Compensate (Joules) Test (Joules) Promedio

As cast 0.411 3.59

3.945 As cast 0.437 4,167

As cast 0.411 4,077

T. Isotérmicamente 4 horas y deformado 50%.

0.437 5.16

6.097 T. Isotérmicamente 4 horas y

deformado 50%. 0.411 6,109


0.437 7,023


0.411 6,019

7.76 T. Isotérmicamente 8 horas y

deformado 50%. 0.411 8,191


0.411 9,071

En la Tabla 11. encontramos los valores de tenacidad obtenidos para las dos

combinaciones de material laminado y tratado. Estos datos nos permiten hallar el

incremento porcentual en la cantidad de energía que puede absorber el material

antes de su ruptura en comparación con el material base o de fundición.

50

5. CONCLUSIONES

El diseño y fabricación de aceros bainíticos se pudo lograr por medio de la

metodología utilizada, lo cual permitió afirmar esta es óptima para la

obtención de la microestructura objeto de estudio. Debido a que en todas

las micrografías obtenidas del material tratado se logra identificar

transformaciones de fase, partiendo desde la austenita hasta finalmente

conseguirse la formación de bainita, motiva a continuar y ahondar los

estudios acerca de estos aceros con la integración de nuevos

microconstituyentes.

Respecto al uso de silicio como microconstituyente en este tipo de

aleaciones, pudo efectivamente corroborarse con base en la teoría tanto lo

observado en las micrografías ópticas como en el SEM, su efecto como

elemento fundamental en la inhibición de la formación de carburos.

Si bien la teoría nos habla de un porcentaje mínimo del 1.5%wt de silicio

como factor determinante en la formación de estos constituyentes no

deseados, lo encontrado con valores inferiores pero muy cercanos, en este

caso 1.46%wt de silicio tiene un efecto favorable evitando que se

produzcan las precipitaciones de gran tamaño de la cementita entre las

formaciones de la bainita.

Si analizamos las variaciones con respecto al tiempo de tratamiento

podemos encontrar varias que resaltan, como por ejemplo que a mayor

tiempo de tratamiento la dureza del material tiende a disminuir sin importar

que esté presente o no deformación plástica. Así mismo encontramos como

lo indica la literatura que la tenacidad del material es inversamente

proporcional a la dureza del mismo por consiguiente el material tratado

durante cuatro horas presenta una mayor absorción de energía antes de su

ruptura.

La microestructura se ve modificada drásticamente dependiendo del tiempo

de permanencia bajo el austemperado, es decir, podemos concluir que a

mayor tiempo de tratamiento la austenita cuenta con más posibilidades de

transformarse en otra fase y no de permanecer como austenita retenida y

acumulada. También encontramos que los cambios visibles

microestructuralmente tanto en el material sin laminar como en el laminado

51

son similares, ya que las imágenes indican que bajo esa temperatura

vamos a encontrar presencia de bainita.

Mediante la aplicación de un método matemático se logra obtener el

adecuado balance de carga requerido para la fabricación del material, que

en comparación con el cálculo teórico inicialmente planteado presenta un

porcentaje de variación aproximada del 3.5% en promedio.

El estudio realizado por medio de la difracción RX para identificar la

composición del material resultante se efectuó de manera satisfactoria,

arrojando valores porcentuales en peso de cada uno de los componentes

de la aleación los cuales se emplearon para hallar las temperaturas críticas

A1, A3, Ms y Bs.

La secuencia de tiempos fue plasmada a lo largo del desarrollo temático de

la monografía en donde se visualizan representadas gráficamente sobre los

diagramas TTT, lo que facilita el esquematizar de una manera más precisa

cada uno de los procesos efectuados para la obtención del acero.

52

6. BIBLIOGRAFIA

ArcelorMittal. (03 de Mayo de 2018). Automotive Worldwide. Obtenido de

https://automotive.arcelormittal.com/saturnus/sheets/B_ES.pdf

Belzunce, F. (2001). Aceros y fundiciones: Estructuras, transformaciones, tratamientos

termicos y aplicaciones . Asturias: Universidad de Oviedo.

Bhadeshia, H. (2015). Bainite in steels (Vol. III). Cambridge: Maney Publishing.

Botero, F. (s.f.). Hornos de Induccion: Produccion limpia y eficiente.

C. Goulas, M. M. (2016). BAINITE FORMATION IN MEDIUM-CARBON LOW-SILICON

SPRING STEELS ACCOUNTING FOR CHEMICAL SEGREGATION. Springer

Link.

Caballero, F. (2007). Atomic scale observations of bainite transformation in a high carbon

high silicon steel. Acta marterialia, Vol 55, 381-390.

Caballo, P. (2012). Ensayo de dureza en aceros con distintos tratamientos térmicos.

Santiago de Chile: Universidad de Chile.

Callister, W. (2002). Introduccion a la Ciencia e Ingenieria de los Materiales. Utah,

Estados Unidos: Reverte S.A.

Cornel, B. d. (s.f.). Preservation tutorial. Recuperado el 10 de Marzo de 2018, de 1.

Terminología básica: http://preservationtutorial.library.cornell.edu/tutorial-

spanish/intro/intro-04.html

Cornide, J. (1 de Noviembre de 2012). Aceros bainíticos avanzados: mecanismos de

transformación y propiedades mecánicas. Madrid, Madrid, España.

Escuela Colombiana de Ingenieria, J. G. (2011). Escuela colombia de Ingenieria, Julio

Garavito. Obtenido de Facultad de Ingenieria Industrial, Laboratorio de producción:

https://www.escuelaing.edu.co/uploads/laboratorios/7885_laminacion.pdf

F.G. Caballero, H. B. (2002). DISEÑO DE NUEVOS ACEROS BAINITICOS. Madrid.

info, C. (s.f.). Composi info. Recuperado el 12 de 02 de 2018, de Formacion de ferrita-

perlita- grafito-laminar: http://composi.info/formacion-de-ferrita--perlita--grafito-

laminar.html

M. J. Santofimia. (2007). LA TRANSFORMACIÓN BAINÍTICA SIN FORMACIÓN DE

CARBUROS EN ACEROS . Madrid.

Merino, C. (2012). Diagramas y transformaciones de Fase 7. Transformaciones en estado

solido. Difusionales y no difusionales. Reduca, 285-367.

Plata, F. d. (1992). Estructura y Propiedades de las Aleaciones. En F. d. Plata, Estructura

y Propiedades de las Aleaciones (págs. Cap 4 1-9). La Plata, Argentina.

Rodriguez, F. (s.f.). Materiales y ensayos. Recuperado el 15 de Enero de 2018, de

https://matensayos.webcindario.com/metalofundicion/metalofundicion.pdf

S. Pietrowski, G. G. (s.f.). BAINITE OBTAINING IN CAST IRON WITH CARBIDES

CASTINGS. Polonia: ARCHIVES of FOUNDRY ENGINEERING.

S. Sharma, S. S. (2011). DEVELOPMENT OF NEW HIGH-STRENGTH CARBIDE-FREE

BAINITIC STEELS. Springer link.

Santofimia, M. (Marzo de 2006). La transformación bainíticas sin formación de carburos

en aceros. Tesis doctoral. Madrid, España.

53

Sierra, M. (2011). Obtencion y evaluacion de las propiedades mecanicas dek acero

bainiticio Fe-0.32C1.45Si-1.97Mn1.26Cr-0.26Mo-0.1V aleado con Boro.

Universidad Nacional de Colombia, Bogotá.

Valencia, U. P. (s.f.). Curso de fundamentos de ciencia de Materiales. Recuperado el 15

de Enero de 2018, de https://www.upv.es/materiales/Fcm/Fcm13/fcm13_2.html

influencia del tiempo de tratamiento isotÉrmico en un

Documents