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INSTITUTO POLITECNICO NACIONAL
Escuela Superior de Ingeniería Química e Industrias Extractivas
"PRODUCCION DE ACEROS DOBLE FASE."
T E S I SQUE PARA OBTENER EL TITULO DE INGEN IERO METALURG ICOP R E S E N T AGERARDO PEÑA TRENADO
MEXICO , D. F. 1985
INSTITUTO POLITECNICO NACIONAL T. -10
^ E S C U E L A SUPERIOR D E IN G E N IE R IA Q U IM IC A E IN D U ST R IA S EX T R A C T IV A S- tí -■V. i W --
i» l C K I I \K I \
Ull L \Cll»N l‘LJ.UCA
DIVISION DE SISTEMAS DE TITULACION
México, D. F. Enero 1 4 , de 19 8 5
C. GERARDO PEÑA TRENADO. Pasante de Ingeniero METALURGICO. Presente
19 7 9 -19 8 3
El tema de trabajo y/o tesú para su examen profesional en la opción SEMINARIO DE T E S I S .
a propuesto por el C. j NG_ B A I M W fiS C tR g Z . <!“«" * r í '> responsable
de la calidad de trabajo que usted presente, re£etída a lteá tt “ PR0 HJ6C IC N I E ACEROS DOBLE F A S E ." el cual deberá usted desarrollar de acuerdo con el siguiente orden
R ESU CN.I . - INTRODUCCION.
I I . - CCNSireRACIONES TEORICAS.I I I . - EXPEfTWiNTACIQN
I V .- RESW£AD0S Y DISCUSICN VE BESU U SCQS. CCNCCUSICNES.BIBLIOGRAFIA.
El Jefe del Departamento de Opción
J j l * 'TNG. HEBEKIO BALMORI RAMIREZ.
El Profesor Orientador
ING. RUBÉ\ L B l l S BARRON.El Jefe de la División de Sistemas de Titulación
mrg'
DR. GUI
A la División de Ingeniería Metalúrgica,
por haber tenido el honor de pertenecer a ella
Al Ingeniero Heberto Balmori,
que por su Dirección y Sugerencias hizo posible este traba3o
A mis compañeros y amigos,
por los gratos momentos que pasamos juntos
A m i s p a d r e s ,
por s u a p o y o , c o m p r e n s i ó n y c a r i ñ o
A m i s h e r m a n o s ,
por a c e p t a r m e t a l como s o y
A I r m a ,
por s e r l a p e r s o n a m á s l i n d a d e e s t e m u n d o
G e r a r d o .
I N D I C EP a g .
RESUMEN.
I. INTRODUCCION. 2
II. CONSIDERACIONES TEORICAS. %
2.1. Tratamiento térmico intercrltico 4
2.2. Influencia de los elementos de aleación 11
2.3. Factores que afectan las propiedades mecánicas
de los aceros ferrttico-martensíticos 16
2.4. Relación estructura-propiedades 20
III. EXPERIMENTACION. 26
3 .1 . Mater ia 1 es 26
3 .1 .1 .Procedenc ia de los materiales 26
3.2. Diseño de prueba 26
3 .2.1 . Secuenc¡a de operaciones 27
IV. RESULTADOS Y DISCUSION DE RESULTADOS. 31
k . 1 . Resul tados 32
4.2. Interpretación de gráficas 48
DISCUSION DE RESULTADOS. 57
CONCLUSIONES. 75
BIBLIOGRAFIA. 77
RESUMEN.
Se llevo a cabo un estudio de laboratorio que involucra ¡a utilización de
tres diferentes tipos de acero come rcia1,para determinar el efecto de la
cantidad de martensita sobre las propiedades mecánicas en aceros ferrf _
tico-mar tensíti eos.
Para tal efecto, los aceros fueron tratados térmicamente en la región de
coexistencia alfa-gamma, seguido de un temple en salmuera.
Se determine? la cantidad de martensita formada a diferentes temperaturas
de experimentación. Las probetas tratadas térmicamente fueron ensayadas
mecánicamente; en base a los resultados obtenidos de estas pruebas se de_
terminó el rango óptimo de martensita en cada uno de los aceros, en el
cual presenta tanto buenas características de resistencia como de ducti
1 idad.
Un claro comportamiento de cedencia continua fue observado en estos ace
ros, en todo el intervalo de temperatura de experimentación.
2
I. INTRODUCCION.
Los aceros ferrft¡co-martensíti e o s , llamados también aceros doble fase,
son una nueva clase de aceros de alta resistencia y baja aleación que se
caracterizan por tener una microestructura consistente,esencialmente de
una dispersión de partículas duras de martensita en una blanda y dúctil
matr i z ferrí t i c a .
Estos aceros presentan una serie de propiedades', que incluye:
- Un comportamiento de cedencia continuo.
- Un bajo límite de cedencia.
- Una alta resistencia a la tracción.
- Una alta velocidad de endurecimiento por deformación.
- Una alta ductilidad.
La combinación de su alta velocidad de endurecimiento por deformación y
la gran ductilidad que presentan, hace que estos aceros presenten buenas
características de form ab i1idad, que los hace ser aún más atractivos en
, 1comparación con aceros convencionales .
La microestructura doble fase se puede producir por un recocido intercrí
tico, seguido de un rápido enfriamiento, para promover una cantidad de
terminada de partículas de martensita con lo cual se obtiene la estructu
ra ferrítico-martensítica.
Este estudio tiene como objetivos:
1.) Analizar la microestructura doble fase en relación a las propiedades
3
mecánicas del material experimentado.
2.) Estudiar el efecto de la temperatura intercrftica de temple sobre la
microestructura doble fase y sus propiedades mecánicas, y
3.) Cuantificar el efecto de los elementos de aleación contenidos en los
aceros exper¡mentados,en las propiedades mecánicas de los aceros do
ble fase producidos a partir de aceros comerciales con 0.20 % C.
4
II. CONSIDERACIONES TEORICAS.
2.1 TRATAMIENTO TERMICO INTERCRITICO.
Los aceros ferrftico-martensít¡eos, también llamados aceros doble fase,
se pueden producir por medio de un tratamiento térmico adecuado; esto es,
mediante la aplicación de un temple intercrftico desde el área de coexis_
tencia b i fas i ca $ .
Existen dos técnicas mediante las cuales pueden producirse aceros ferri_
- • 1 , i1 1 co-m ar tens 1 1 1 eos , las cuales son:
- Técnica de temple continuo.
- Técnica de temple, en horno.
La técnica de temple continuo consiste en calentar el acero, empleando
tiempos cortos(2 min. a p r o x .), dentro del rango de temperatura intercrí —
tica para formar la mezcla ferr i ta-austen i ta (Fig . 1) , seguido de un enfria^
miento acelerado(lO°C/s aprox.) para transformar la fase austenita en
martens i t a .
La técnica de temple en horno es muy similar a la técnica de temple con_
tinuo.a excepción de que el tiempo de permanencia en la región de coexi¿
tencia b i fá si c a ®* - ^ es mucho mayor(3 Hr. aprox.), y la velocidad de en_
friamiento es mucho más lenta(20°C/Hr. aprox.).
De lo anterior se deduce que, debido a la baja velocidad de enfriamiento
que se aplica al acero en ésta última técnica, se requerirá de aceros de
alta aleación para poder obtener las características fundamentales de un
5
acero ferrítico-martensítico.
Por el contrario, debido a las características que presenta la técnica
de temple continuo como son: una alta velocidad de producción, una mejor
uniformidad de propiedades, y lo que es más importante, la posibilidad de
usar aceros de baja aleación lo que hace de esta que sea la más empleada
para la producción de aceros ferrítico-martensfti e o s .
Debe de entenderse que la formación de estructuras ferrítico-martensíti _
cas por tratamiento térmico intercrítico se fundamenta en la formación
de austenita durante el recocido intercrítico y la subsecuente transfor _
mación de esta austenita, y de cambios que ocurren en la ferrita después
del temple intercrítico.
% c
Figura 1. Diagrama Fe-c'.
7
FORMACION DE AUSTENITA DURANTE EL RECOCIDO INTERCRITICO.
La formación de austenita durante e! recocido intercrítico puede ser se
parada en varias etapas':
1.) Una nucleación casT instantánea de la austenita a partir de la perli
ta originalmente presente en el acero, seguido por un rápido creci
miento de la austenita hasta que et carbono de la perlita es disuel
to en la austenita.
2.) Un crecimiento mu y lento de la austenita en la ferrita a una veloci
dad que es controlada por la difusión de carbono en la austenita aO
altas tempera turas (850 C aprox.),y por la difusión de elementos deo
aleación en la ferrita a bajas temperaturas (750 C aprox.); y final
mente
3.) Un estado de equilibrio final al que se llega lentamente entre la
austenita y la ferrita,a una velocidad que es controlada por la di
fusión de elementos de aleación en la austenita.
Como puede apreciarse de la Figura 1, para cualquier contenido de carbo _
no dado, la cantidad de austenita se incrementa con un incremento de la
temperatura intercrftica, siendo igual a 100 % en la temperatura A, .
Similarmente, para cualquier temperatura intercrftica dada, la cantidad
de austenita se incrementa con un incremento en el contenido de carbono,
siendo igual a 100 % en un contenido de carbono correspondiente al límite
, aunque al aumentar la temperatura disminuye el porcentaje de car
bono en la austenita, disminuyendo también su templabi1 idad.
TRANSFORMACION DE LA AUSTENITA DESPUES DEL TEMPLE INTERCRITI CO.
Aún cuando la transforraación de la austenita después del temple ínter
crítico es similar a la transformación de la austenita después de un aus
tenizado normal, existen ciertos factores que hacen de esta transforma
, . 1cion un proceso único .
Primero, el contenido de carbono de la austenita es controlado por la
temperatura intercrítica, por lo tanto, el endurecimiento de la austeni
ta varía con la temperatura intercrítica.
Segundo, ya que la ferrita coexiste junto con la austenita, transforma
ciones de austenita pueden ser originadas por un crecimiento epitaxial
de esta 'vieja' ferrita en la austenita sin que se requiera una etapa de
nucleación previa.
Se ha determinado1 que el crecimiento epitaxial de la ferrita dentro de
la austenita puede ocurrir durante el enfriamiento, después del recocidoO
intercrítico de aceros calentados a elevadas temperaturas (810 C ) , y lieO
vado a cabo un temple muy drástico (1000 C/s)teniendo como resultado el
envolvimiento de la austenita (martensita) por un anillo de ferrita
' nueva 1 .
La transformación de la austenita en martensita en los aceros ferrítico-
martensíticos ocurre a bajas temperaturas, de tal manera que la ferrita
debe deformarse plásticamente para acomodar el volumen de expansión pro
vocado por la transformación austenita-martensita (2 a 4 % aprox.). Como
resultado tendremos que se ha generado una alta densidad de dislocacio
nes móviles como esfuerzos residuales en la ferrita, inmediatamente aire
9
dedor de las partículas de martensita.
El efecto de la temperatura intercrítica y !a velocidad de enfriamiento
tienden a ser factores determinantes en la cantidad de martensita forma _O
da. A las más altas velocidades de enfriamiento (833 C/s en agua, 1000
OC/s en salmuera) esencialmente toda la austenita se transforma en martejn
sita, en tanto que, a bajas velocidades de enfriamiento parte de la aus _
tenita se transforma en ferrita o agregados carburo-ferríticos. A muy
elevadas temperaturas intercrfti c a s , la cantidad de martensita será ma _
yor debido ai aumento de austenita formada con el aumento de temperatura.
CAMBIOS EN LA FERRITA DURANTE EL RECOCIDO INTERCRITICO.
La recristalización de la ferrita ocurre rápidamente y generalmente se
completa antes de que el acero alcance su temperatura ¡ntercrítica de
tratamiento.
El crecimiento de grano de la ferrita despue's de la recristalización es
generalmente restringido debido a la acción obstaculizante de las partí _
culas de austenita'.
Cambios en el contenido de carbono de la ferrita pueden ocurrir durante
el recocido intercrítico, y se cree que esto tiene un efecto determinante
sobre la ductilidad1 ; estos cambios pueden ocurrir por varias razones:
La solubilidad del carbono en la ferrita decrece con el incremento de la
temperatura intercrítica, pero puede tener un marcado descenso por el in
cremento de elementos de aleación en el acero.
Variaciones en la velocidad de enfriamiento desde la temperatura intercr_í
tica pueden afectar el contenido de carbono de ia ferrita. Cuando la
velocidad de enfriamiento es muy baja, partículas de cementita pueden
precipitarse en la ferrita, teniendo como resultado una ferrita de bajo
contenido de carbono* ,
1 o
2.2 INFLUENCIA DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION.
Generalmente los elementos de aleación son utilizados para mejorar las
propiedades de los aceros y la influencia que ejercen sobre éstos es muy
variada, por lo que es importante considerar de qué manera afectan a los
aceros tanto en el recocido intercrftico como en el temple.
ELEMENTOS DE ALEACION QUE SE ENCUENTRAN DISUELTOS EN LA FERRITA.
De los diferentes elementos de aleación, unos tienen la tendencia a disol
verse en la ferrita y otros a formar carburos. Aunque el comportamiento
y la tendencia a combinarse de los diversos elementos es diferente de
unos casos a otros, cuando los aceros son de muy bajo contenido de car
bono, todos los elementos se disuelven en la ferrita. Sin embargo de to
dos ellos, tienen una gran tendencia a disolverse en la ferrita el Níquel,
Silicio, Aluminio, Cobre, Cobalto y Fósforo, que se caracterizan precisa
mente por encontrarse disueltos en ella y no combinarse casi nunca con
2el carbono para formar carburos .
ELEMENTOS DE ALEACION QUE SE ENCUENTRAN FORMANDO CARBUROS.
El Cromo, Tungsteno, Molibdeno, Vanadio, Titanio, y en parte el Mangane
so,son elementos que tienen la tendencia a formar carburos en presencia
de una cantidad suficiente de carbono; en cambio, cuando el acero es de
muy bajo contenido en carbono, son también solubles en la ferrita.
Los carburos formados por estos elementos no son simples; con bastante
frecuencia se presentan asociados con carburos de hierro y, a veces, se
forman carburos complejos de dos o más elementos.
La solubilidad de los carburos aleados en la austenita es bastante parecí
11
da a la del carburo de hierro, ya que tienden a disolverse al aumentar la
temperatura y precipitarse al disminuirla; sin embargo, estos carburos di
fieren del carburo de hierro en el grado de solubilidad y en los tiempos
y temperaturas necesarios para que se realice su disolución en la auste
n i t a .
La existencia de un exceso de carburos sin disolverse en cualquier micro
estructura, contribuye directamente a mejorar su dureza, su resistencia
al desgaste y sus cualidades de corte. Sin embargo, cuando en el caienta
miento para el temple quedan en la masa metálica excesiva cantidad de ca_r
buros sin disolver, reducen la templabi1 idad de la matriz, o la penetra
ción de la dureza en el temple, ya que al no disolverse esos carburos en
la austenita, el contenido en carbono y de elementos de aleación en la
austenita, y luego en la martensita, será infer-íor a los porcentajes me
2dios que de esos elementos tiene el acero .
EFECTO DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION SOBRE LA FERRITA.
Se sabe que cualquier elemento disuelto en la ferrita incrementa su dure
za y resistencia de acuerdo al mecanismo de solución sólida. No todos los
elementos afectan de la misma manera los diferentes parámetros como son,
resistencia a la cedencia, resistencia a la tracción y dureza.
Algunos datos sobre el efecto de los elementos de aleación sobre el endu
recimiento en la ferrita son presentados en la Figura 2. El orden de in _
cremento efectivo basado en adiciones de igual peso es el siguiente: Cromo
Tungsteno, Vanadio, Molibdeno, Nfquel, Manganeso, Silicio y Fósforo.
El efecto de endurecimiento por solución sólida de los elementos de alea_
ción sobre la ferrita se cree tiende a ser menos marcado que el que cau
1 2
saría la presencia de finas partículas de precipitados en esta fase, aun
que esto causaría una gran pérdida de plasticidad en la ferrita^.
EFECTO DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION SOBRE LOS PUNTOS CRITICOS.
La adición de elementos de aleación cambia la colocación de los puntos
críticos Aj y A, en los aceros. El Níquel, Manganeso y el Cobre son más
solubles en el hierro gairnia que en el alfa, favorecen la estabilización
de la fase gamma y tienden a bajar los puntos críticos de transformación
es decir, las temperaturas de cambio de una fase a otra. En cambio, el
Molibdeno, Aluminio, Vanadio, Tungsteno y Silicio, que son más solubles
en el hierro alfa que en el gamma, tienden a elevar esas temperaturas.
El efecto del Cromo depende del contenido de carbono, ya que en los ace_
ros altos en carbono el Cromo tiende a elevar los puntos críticos y en
los aceros de bajo carbono tiende a bajarlos",
EFECTO DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS CAMPOS ALFA Y GAMMA Y TENDEN_
CIAS A ESTABILIZAR LA FERRITA 0 LA AUSTENITA.
La influencia de los elementos de aleación en el diagrama Hierro-Carbono
se manifiesta también por la tendencia de ciertos aceros a formar estru£
turas ferríticas o estructuras austenfticas.y a modificar la amplitud de
las zonas ferríticas y austeníti cas.
Elementos como el Cromo, Silicio, Molibdeno, Aluminio y Vanadio tienden
a favorecer la formación de estructuras ferríticas, con lo cual se ex _
pande la región bifásica alfa-gamma debido a una contracción de la re _
gión gamma o austenítica.
En tanto el Níquel y el Manganeso tienen la tendencia a estabilizar es _
1 3
1 4
tructuras austeníti c a s ; o sea, debido a la influencia de estos elementos
la región gamma tiende a axpanderse o ampliarse, teniendo como consecuen
cía una disminución o contracción de la región alfa-gamma^.
Du/e
za
Brínet1
Elementos de aleación
Figura 2. Probable efecto de endurecimiento de va_
3ríos elementos disueltos en la ferrita .
2.3 FACTORES QUE AFECTAN LAS PROPIEDADES MECANICAS DE LOS ACEROS FERR l_
'ICO-MARTENSI TI COS.
Como se sabe , las propiedades mecánicas de un acero ferritico-martensi_
tico obtenido por tratamiento térmico,son afectadas por una serie de fa£
tores que repercuten directamente tanto en la cantidad como en las
características de la martensita obtenida.
El efecto de ia velocidad de enfriamiento sobre las propiedades mecáni _
cas en los aceros ferrítico-martensfticos se muestra en la Figura 3,
donde se aprecia que ios niveles de resistencia y ductilidad varían sig_
n i f i ca t í vamen te con diferentes velocidades de enfriamiento.
El aumento en resistencia a medida que aumenta la velocidad de enfria
miento, puede ser debido en p a r t e a que la austenita formada tiende a
transformarse completamente a martensita, siendo mínima la cantidad de
productos no martensíticos formados durante el temple; además, debido al
uso de velocidades de enfriamiento correspondientes al temple en aceite
y en agua,una gran cantidad de carbono es retenida en la ferrita. con
tribuyendo en parte a la dureza del acero, pero teniendo como resultado
una pérdida de ductilidad de esta fase. Por otra parte, la ductilidad
aumenta cuando se usan velocidades de enfriamiento moderadas, debido a
la formación de una gran cantidad de productos no martensíticos, los
kcuales son menos duros y mas dúctiles que la martensita .
Ei efecto de la temperatura intercrítica y el contenido de carbono en el
acero son también factores determinantes en ia relación estructura-pro _
piedades, debido a que a medida que aumenta la temperatura ¡ntercrítica
habrá una mayor cantidad de austenita formada; el efecto de la tempera _
1 6
tura es más pronunciado con enfriamientos muy severos que con enfriamie_n
tos moderados. Con el auruento en el contenido de carbono se incrementa
también la cantidad de austenita, ya que mientras mayor cantidad de car_
bono esté presente en el acero habrá una mayor formación de austenita,
4como se aprecia de la figura k ,
1 7
f.sf
uerz
o
5 10 15 2CDeformación (%)
T e m p l e en a g u a
( S 3 3 ° C / s )
T e m p l e e n a c e i t e
¡ a m i e n t o c o n c h o r r o
s)
E n f r i a m i e n t o en a i r e
s)
Figura 3- Curvas esfuerzo-deformación para un
acero (0.11 % C) recocido a 815°C y
h,enfriado a diferentes velocidades ,
Contenido de Carbono (%)
Figura k. Variación en la cantidad de martensita sobre la velo_
cidad de enfriamiento y contenido de carbono para
una temperatura de recocido de 815°C .
2 0
2.4 RELACION ESTRUCTURA-PROPIEDADES.
COMPORTAMIENTO DE CEDENCIA.
Para poder comprender los factores que gobiernan el comportamiento de
cedencia continua o el nivel del límite de cedencia en los aceros ferrí_
tico-mar tensíticos, primero es necesario considerar los fundamentos de
la cedencia discontinua .
Para que un material presente cedencia discontinua, deberá de tener:
- Una baja densidad de dislocaciones móviles antes de la deformación.
- Una rápida multiplicación de dislocaciones durante la deformación.
- Una significativa dependencia de la velocidad de las dislocaciones so_
bre el esfuerzo aplicado.
Un importante factor que gobierna el comportamiento de la cedencia en
los aceros, es la presencia de un número suficiente de dislocaciones m £
4viles. De acuerdo al modelo de HAHN para la predicción del comportamieji
2 4 2to de cedencia, una densidad de dislocaciones móviles de 10 a 10 /cm
conduce a una cedencia discontinua, mientras que una densidad de d i s l o _
6 8 2caciones móviles de 10 a 10 /cm dará como resultado un flujo de ceden_
cía continuo .
Los aceros ferrftico-martensíti eos generalmente no presentan límite de
cedencia agudo, debido a la probable combinación de una gran acumulación
de esfuerzos residuales y una gran densidad de dislocaciones móviles, que
son generados durante la transformación austenita-martensita. Como
consecuencia de esto, un flujo plástico puede ocurrir simultánea y fáci_l_
mente en muchos sitios a través del acero a bajas deformaciones, contr¡_
buyendo a la eliminación de ia cedencia discontinua'.
21
EN D U R E C IM IE N T O POR DEFORMACION .
E) proceso de endurecimiento por deformación en los aceros ferrftico-mar
tensíticos puede ser separado en tres et a p as ' :
Primera etapa (0.3 a 0.5 % de deformación).
Un rápido endurecimiento por deformación es ocasionado debido a la el imi_
nación de esfuerzos residuales y a una eventual generación de esfuerzos
en la f err i ta ,oca sionados por la incompatibilidad plástica con las partí_
culas de martensita.
Segunda etapa (0.5 a k % de deformación).
La velocidad de endurecimiento por deformación de la ferrita es limitada
por las partículas indeformables y duras de martensita (transformaciones
de austenita retenida pueden ocurrir durante esta etapa).
Tercera etapa (4 a 18 X de defermación).
Las estructuras de dislocaciones están formadas y una deformación poste
rior en la ferrita es gobernada por recuperación dinámica, deslizamiento
cruzado y por una eventual cedencia de la martensita .
RESISTENCIA A LA CEDENCIA Y A LA TRACCION.
Siendo la transformación martensítica uno de los más comunes procesos de
endurecimiento usados en materiales de ingeniería, es importante consi
derar la influencia de esta fase sobre los valores de resistencia que
presentan los aceros ferrítico-martensíti eos a diferentes porcentajes de
martensita, considerando también la contribución de la matriz ferrítica
a estos valores de resistencia.
Un medio para poder evaluar la influencia de ambas fases en las propie
dades mecánicas en este tipo de aceros, es mediante la utilización de
22
una teoría de endurecimiento, donde se espera que la resistencia de losaceros ferrítico-martensíti eos se incremente con un aumento en la canti _dad de martensita, así como con el aumento en resistencia (dureza) de
1esta .Empleando una modificación de la 'ley de mezclas', en la cual se asume que las deformaciones serán iguales tanto en la ferrita como en la mar tensita para deformaciones correspondientes a la resistencia a la ceden cia como a la tracción, se calculan éstas ultimas en base a las siguien _ tes ecuaciones .
(To.2 = 60 . 2 * (P«/100) + ífo .2m (Pm/100) (1)
Gmax = 6 max0f + (C 0.2m - Gmax^) Pm/100 (2)
Donde:Co .z .C max, son la resistencia a la cedencia y a la tracción respecti
2vamente de la mezcla en Kg/mmCo.2<*, Co .2 n, son la resistencia a la cedencia de la ferrita y de la
2martensita, respectivamente, en Kg/mm ímaxa, es la resistencia a la tracción de la ferrita, en Kg/mm^Prt, Pm, es el porcentaje de ferrita y martensita respectivamente en el
acero.De acuerdo a los resultados obtenidos por varios investigadores1, se ha mostrado que la resistencia tanto a la cedencia como a la tracción varían de una manera no lineal con el aumento en la cantidad de martensita, sie_n do esta variación característica para cada tipo de acero.
23
DUCTILIDAD.
El efecto de la microestructura ferrftico-martensftica sobre la duc t i 1 i_
dad,involucra una serie de factores que tienen una gran influencia sobre
los valores obtenidos para esta propiedad en aceros ferrítico-martens' _
t i e o s .
Investigaciones llevadas a cabo' para tratar de determinar el efecto de
la cantidad de martensita sobre la deformación uniforme que presentan
los aceros ferrítico-martensfticos,consideran que^:
d £T = <? (3)
d e
Do n d e :
es la velocidad de endurecimiento por deformación
d £
(T es el esfuerzo aplicado
y asumiendo que la siguiente relación es obedecida por los aceros ferrf_
tico martensiticos:
6 = K£n (it)
Do n d e :
K es el coeficiente de endurecimiento
n es el exponente de endurecimiento por deformación
£ es la deformación verdadera que sufre el material
De las ecuaciones (3) y (A) se deduce que:
n = É u (5)
24
D o nd e:
£u es la deformación uniforme que sufre el material.
Los resultados obtenidos en base a los supuestos considerados,aemostra_
ron que la deformación uniforme presentada por este tipo de aceros dis_
minuye de una manera no lineal con respecto al aumento en la cantidad
de martens i t a .
Posteriores investigaciones' presentan resultados semejantes, pero
además también descubrieron que la deformación uniforme se incrementa
ligeramente cuando el contenido de carbono de la martensita disminuye.
Siendo la causa probable a este comportamiento un posible agrietamiento
(cracking) de las partículas de martensita,con lo cual no se presentan
obstáculos que impidan la deformación de la matriz ferrítica, aumentan_
do con esto la ductilidad del material.
La distribución de las partículas de martensita también influye sobre
la ductilidad en este tipo de aceros. Ya que para cualquier contenido
de martensita dado, es deseable que se encuentre ampliamente espaciada
favoreciendo aún más a la ductilidad si estas partículas de martensita
1son pequeñas .
Si las partículas de martensita se encuentran aglomeradas o enlazadas
a través de la matriz ferrítica,seré perjudicial para la ductilidad de_
bido a que puede ofrecer una fácil propagación de fractura a través de
la matriz.
La disminución del contenido de carbono en la ferrita por el uso de ve
locidades de enfriamiento moderadas después del recocido intercrítico
tiende a ser benéfica para la ductilidad, debido a que partículas de
cementita pueden precipitarse en la matriz ferrítica, con lo cual se
2 5
obtendrá una ferrita con bajo contenido de carbono .
Por el contrario, si la velocidad de enfriamiento después del recocido
intercrítico es muy severa, provocará un efecto negativo en la ductilidad
debido a la presencia de una gran cantidad de partículas precipitadas en
la matriz ferrítica, con lo cual aumenta la dureza de esta fase pero a la
vez disminuye su ductilidad'*.
Para la parte experimental de este estudio se involucra la utilización de
tres tipos de acero con contenidos de Carbono semejante y con diferente
contenido en elementos de aleación. Se analizará la influencia de la tem _
peratura inteicrítica de temple en la microestructura ferrítico-martensí _
tica, y también sobre las propiedades mecánicas que presenten estos aceros
a diferentes contenidos de martensita. El medio de temple que se utilizará
será una solución acuosa de NaCl al 10 % con la finalidad de tratar de ob_
tener exclusivamente las dos fases predominantes de estos aceros; adenás,
se tratará de analizar la influencia de los elementos de aleación conteni_
dos en cada uno de los aceros en las características microestructurales
de estos.
2 6
III. EXPERIMENTACION.
3.1. MATERIALES.
Tres tipos diferentes de acero fueron usados para la parte experimenta]
de este estudio; estos aceros fueron seleccionados debido a que presen
tan una característica común, bajo contenido de carbono, además que por
sus diferentes contenidos de elementos de aleación permitirán analizar
la influencia de estos elementos en la estructura resultante, asi como
en las propiedades mecánicas que adquieran después del tratamiento. La
composición química de estos aceros se muestra en la Tabla j>
3.1.1. Procedencia de los materiales.
El acero A se obtuvo por medio de una donación procedente de "Aceros
Fortuna, S. A." con las siguientes características: Material laminado en
frío, con una sección transversal redonda de 6 cm. de diámetro.
El acero B se obtuvo por medio de una donación procedente de "TAMSA" en
forma de lingote. Para un aprovechamiento más substancial del material y
debido a su forma, este fue forjado a una temperatura de 900°C en una
prensa hidráulica hasta obtener una sección transversal cuadrada de 1 cm.
por lado.
El acero C procedió de "AHMSA Planta Lechería" con las siguientes carac
terísticas: Material laminado en caliente, con una sección transversal
redonda de 1.2 cm. de diámetro.
3-2. Diseño de Prueba.
De acuerdo a las características del equipo disponible y en base a las
dos técnicas descritas en el Capitulo II para la obtención de aceros fe
27
rrítico-martensfticos , se desarrollo una técnica a la cual se le denominó
'Tratamiento intercrítico en horno de tubo', la cual consiste en calentar
las muestras de acero por un tiempo de una hora en el rango de temperatu_
ra intercrítica (700-800°C) para formar la mezcla austenita-ferrita , la
variación de temperatura entre prueba y prueba fue de 10°C, posteriormen_
te al calentamiento se procedio a templar las muestras de acero en una
solución acuosa, 10 % NaCl con agitación para efectuar la transformación
austeni ta-martens i ta .
3.2.1. Secuencia de operaciones.
El plan de trabajo fue conformado en dos etapas de la siguiente manera:
3.2.1.1. Primera etapa.
Conformado mecánico de probetas de los tres tipos de acero ensayados (20
probetas por cada acero) de forma cuadrada de 1 cm. por lado, con un es pe _
sor aproximado de O.A cm.
Determinación de dureza inicial para cada uno de los aceros, utilizando
una carga de 5 K g . en un Durómetro Vickers.
Análisis de microestructura original en cada uno de los aceros ensayados,
la cual consistió en general de una matriz ferrítica con la presencia de
lagunas de perlita esparcidas de una manera homogénea en la matriz.
Realización del tratamiento térmico intercrítico a través del rango de
temperatura para cada uno de los aceros, tratando dos probetas de acero
por cada temperatura ensayada y manteniendo dentro del horno una atmos _
fera inerte(por medio de gas Argón o Nitrógeno).
Temple de las probetas de acero en la solución acuosa 10 % NaCl manteni£n
28
do una agitación intensa.
Eliminación de la capa de óxido formado en la superficie de tas probetas
por medio de un ligero desbaste, para la determinación correcta de la
dureza obtenida con el tratamiento térm¡co(Durómetro Vickers, 5 K g . de
carga) .
Preparación de probetas metalográfi c a s . Las soluciones de ataque químico
empleadas fueron:
- Ni tal al 2 %; tiempo de ataque: 10-60 seg.
- Metabisulfito de Sodio, 35 gr. de Na^S^O, diluidos en 100 mi. de agua
destilada. La técnica empleada con este reactivo se divide en dos par
te s :
Primera parte: Preataque con Nital 2 % durante 10 seg.
Segunda parte: Ataque con la solución de h'etabi su 1 f i to de Sodio duran
te 30-90 seg.
Determinación del porcentaje de transformación logrado mediante el trata
miento térmico, utilizando el 'Método de Conteo del Enrejado'.
3.2.1.2. Segunda etapa.
Conformado mecánico de probetas para pruebas de tensión de cada uno de
los aceros ensayados(20 probetas por cada acero), con la forma mostrada
en la Figura 5.
Tratamiento térmico intercrítico de probetas de los aceros ensayados.
Ensayos de tensión de las probetas tratadas térmicamente en una máquina
INSTR0N con una velocidad de cabeza! de 0.12 cm/min.
Determinación de la dureza final después del tratamiento(Durómetro
Vickers, 5 K g . de carga).
29
Análisis metalográfico de las probetas de tensión.
Determinación de las microdurezas de las fases obtenidas con el tratamie£
to térmico(Microdurómetro Vickers con cargas aplicadas de 10, 15,20,25 y
50 gr. .Esta variación de carga obedeció a la existencia de diferentes
durezas de las fases presentes en el acero).
ACERO C Si Mn Cr Ni Mo V Nb Al S P N
A .20 .22 .70 .66 .55 .20 • 035 .018
B .20 ■ 37 1 .64 .062 .47 .14 .012 .01391ppm.
- c .20 .20 .62 .015 .012
Tabla 1. Composición química de los aceros utilizados para producir aceros
ferrítico-martensíticos, porciento en peso. -
( Análisis químico proporcionado por las empresas, y verificado en
Laboratorios Químicos de ESIQIE. C y S vía seca, los demas elemen
tos vía húmeda).
acot:mm
Figura 5- Representación esquemática de las probetas utilizadas en las
pruebas de tensión.
IV. RESULTADOS Y DISCUSION DE RESULTADOS.
Las ca rae terí st ¡cas microestructurales, asi como las propiedades mecán i
cas de ¡os aceros tratados térmicamente son mostrados en las tablas 2 y 3
respectivamente. Las microestructuras resultantes de los aceros experimen
tados después del tratamiento térmico se muestran en las figuras 6.a, 6.b
y 6.c; en tanto que, en la figura 7 se muestra la influencia de la tempe
ratura intercrítica de temple sobre la cantidad de martensita formada en
estos aceros. El comportamiento de las propiedades mecánicas con respecto
a la cantidad de martensita formada en los tres aceros experimentados son
mostradas de la figura 8 a la figura 1 5 .
3 1
4.! PESULTADOS
T*t t JtartMttlt* k r r a Vlck»r» t m r r l u R v b M lu
710 10 212 «3
720 It 226 v - JO?
730 12 233 271 *217*0 13 251 n i *82
750 16 **•' 271 *«3
760 20 jao
770
7*0 30 310 271 *9*
790 35 232 271 571
800 37 293 271 5 ,0 , . .
T*C S Ito rtcn ilM • u r i n Vickart F * rr lU Ito rU M lU
700 20 2*2 i.?* .
715 24 311 27* — 3**
7» . « 296 *7* 293
730 32 2» 27* *06
7*0 35 3*1 27* *39
750 *5 322 27* *75
7*0 *9 3*5 _ . .. 27* _ *79 .
770 53 261 27* *61
TÍO 42 3*5 27* 53*
790 to 379 27* .
Utem W r*» Vlcfctrl
t H trtc ftt lu pur«ZJ Viciar» I k r u w l u
700 * 186 . ®J. ..710 12 200 223 .9 ? .
720 tJ 26* 223 763
730 27 3»* 223 725
7*0 39 326 223 672
750 *3 350 223 *79
7t0 K 360 _ iU . . . . - _ 5 W
*96
7*0 75 3*0 » ? _ .. , *77
790 92 613 . . « i _____ & » _
« 0 «00 593 223 . » *
Tabla 2. Características microestructurales de los aceros tratados termicarrente.
A t I « O A
t i» 6c 2 («o/»2 | (■>■! (K9/K2 M t M
J ? J* 33 56 95 602
M 5* 86 01 *92 *9 68 .10
12 71 *5 90 86 786 It 30 03
»3 71 20 87 10 817 \ 5 32 07
16 77?* 98 36 786 >6 29
20 83 «o 107 1» 781 16 3*
u 114 89 136 73 85* 8 20 M
JO 104 $2 118 21 90* 7 31 0*
J5 127 91 t u ** «73 11 )8 01
37 1)1 06 168 25 88* 6 25 02
» C 1 i 0 i
I Harunslta Í O 2 Cm áx i l t u *
JO *7 i8 68 8 685 25 69 23
w « 04 80 ( 572 20 58 20
JO . . * } } ' * * 7*6 18 62 10
33 7* 72 loe.ot 728 •3 *0 12
35 90 76 tJO 57 695 10 28 10
*5 103 50 132 16 783 9 . . .. J2 10
*9 m 6* 136 5* 839 11 3* 0553 117 03 137 73 feo 8 23 oes
«2 137 1* 160 0 979 I I 28 077
80 1)0 57 15* *5 8*5 10 *9 10
* t « M c
t M r u n t lu < k 2 Í m í x fe o* .* ) U i M
8 3* 4 5# 66 586 15 * 56 t i
12 36 5 61 JJ 5»
w . . 5 « 3 ?* .«
27 65 3 _9« 36 66) i 12 12 ' 10
99 •0 3 97 92 820 J 5 * * 0*
*) 96 0 11* 86 «35 3 2 * 0 026 *
66 -115» _ _125 91 91*
<9 124 71 ■ )* 6J _9 »
75 12* 71 IJ6 16
92 121 51 t*3 28
100 137 35 1*9 10 921 * 0 ? 0 038
Tabla 3- Propiedades necanícas de los aceros tratados térmicamente.
e.) 800°C, 37 % M
Figura 6.a. Hicroestructuras, acero A, rango de temperatura intercrítica : 700-800°C, temple en salmuera 10 ataque: Hetabisu 1 f i to de Sodio, 200 X (Ferrita=BIanca, Martensita=Negra).
c.) 7 2 0°c, 30 % M d.) 750 ° C f A k 5 % M
e.) 760°C, 53 % M
Figura 6.b. Microestructuras, acero B, rango de temperatura rntercrítica 700-800°C, temple en salmuera 10 %, ataque: Nital 2 % , 200 X (Ferri ta=B1anca, Martens¡ta=Negra).
e .) 780°C, 75 % M f . ) 790°C, 92 % M
igura 6.c. Microestructuras, acero C, rango de temperatura intercrft¡ca 700-800°C, temple en salmuera 10 |, ataque: Metabi su 1fito de Sodio, 200 X (Ferrita=Blanca, Marten«ita=Negra).
T° C
B y C.
Figura 7. Influencia de la temperatura ¡ntercrftica de temple
sobre la cantidad de martensita formada, aceros A,
Dureza
Vickers
% Martens i ta
Figura 8.a. Influencia de la cantidad de martensita sobre la
dureza del acero A.
X Martensita
Figura 8.b. Influencia de la cantidad de martensita sobre la
dureza del acero B.
Figura 3.c. Influencia de la cantidad de martensita sobre ia dureza del acero C.
10 20 30 bO 50 60 70
% Martens¡ta
--- Ca 1 culada
Experimental
/
96
% DEFORMACION
Figura 9. Comportamiento de los aceros después del tratamiento,
durante las pruebas mecánicas.
130
120
110
100
i
I 90en
™ 80
70
60
50
40
30
140
£
10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
% Martensita
Figura 10. Influencia de la cantidad de martensita sobre la
resistencia a la cedencia, aceros A, B y C.
Cmáx,
Kg/m
m'
10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
% Martensita
Figura 11. Influencia de la cantidad de martensita sobre la
resistencia a la tracción, aceros A, B y C.
1 . 0
•A c e ro A
% Martens i ta
Figura 12. Influencia de la cantidad de martensita sobre la
relación ()0.2/(jniáx. , aceros A, B y C.
AA ce ro B
■ ̂ cero C
•Acero A
AA c e r o B
■ A c e ro C
% Martensita
Figura 13. Influencia de la cantidad de martensita sobre el
porciento de alargamiento, aceros A, B y C.
I Martensi ta
Figura 14. Influencia de la cantidad de martensita sobre el
porciento de reducción de área, aceros A, B y C.
.25
.20 -
.15 -
c. 1 0 -
.05 -
0 _o
F ¡gura . Influencia de la cantidad de nartensita sobre
deformación uniforme, aceros A, E y C.
•Acero t
AA ce ro E
■Acero c
io 2c 3c 4 o so ec 70
Martensita
4 8
4.2 INTERPRETACION DE GRAFICAS.
CANTIDAD DE MARTENSITA.
De acuerdo a tos resultados obtenidos en Ja experimentación, la cantidad
de martensita usuatmente se incrementa progresivamente a medida que aumen
ta la temperatura intercrítica. Siendo esta relación (cantidad de ma rten_
sita - temperatura intercrítica) de tipo no lineal.
Si observamos el incremento de la cantidad de martensita en el acero A
(Figura 7) en el rango comprendido entre 710 y 740°C, este incremento
tiende a ser muy lento para después, a partir de 750°C y hasta los 790°C
el incremento es mu y pronunciado para mantenerse así hasta los 800°C.
En el caso del acero B la tendencia es muy similar, ya que a bajas tempe
raturas (700-740°C) el incremento en la cantidad de martensita varía mo _
deradamente.para después (a partir de 750°C) aumentar más s e v - i ^ - n c e y
mantenerse así hasta los 790°C (Figura 7).
En el caso det acero C la tendencia es muy parecida a los dos casos an
teriores, en la parte baja del rango de temperatura de experimentación
(700*720°C) el aumento en ia cantidad de martensita es muy lento; para
después (730°C) iniciarse el incremento de una manera más pronunciada
hasta llegar a 800°C con un 100 % de transformación martensítica (Figu
ra 7).
La cantidad de martensita que se obtuvo en cada uno de los aceros exper i
mentados fué diferente, ya que mientras que en el acero A a 710°C se ob _
tuvo un contenido de 10 % de martensita, a esa misma temperatura para el
acero B le corresponde un contenido de 24 % de martensita, en tanto que
para el acero C se obtuvo un contenido de 12 % de martensita; así también
a la temperatura de 790°C los contenidos de martensita para los aceros
A, B y C fueron de 35, 80 y 92 I respectivamente.
MICROESTRUCTURA.
La forma en que la martensita se encuentra presente en el acero A (Figu
ra 6.a) es alrededor de los limites de grano de la ferrita; esta marten
sita se encuentra homogéneamente distribuida en la matriz de ferrita.
Aproximadamente hasta un contenido de 13 % de martensita, gran parte de
ésta se encuentra de una manera aislada, aunque en algunas regiones se
aprecia cierta continuidad de la martensita alrededor de los granos de
ferr i t a .
De! 26 % de martensita en adelante, la cantidad de esta fase alrededor
de los granos de ferrita se aprecTa en mayor cantidad formando ramilletes
o encadenamientos de la martensita en la matriz; además, la continuidad
de la martensita en la estructura es ya notoria a medida que se incremen
ta la cantidad de ésta fase.
En el caso del acero B (Figura 6.b), el envolvimiento por parte de la
martensita alrededor de la ferrita tiende a ser bastante más notorio que
en el acero A, y este comportamiento se observa en todo el rango de tes
peratura de experimentación, además de observarse alrededor de los limi
tes de grano de ferrita, en algunas zonas se aprecia también martensita
dentro de los granos de ferrita.
Por lo que respecta la acero C (Figura 6.c), a rangos bajos de cantidad
de martensita, ésta se encuentra formando pequeñas 'islas' tanto en los
limites de grano de la ferrita, como dentro de ésta. La dispersión que
observa esta martensita es homogénea y mu y espaciada a través de ia ma
triz; esta situación se observa hasta un contenido de 12 % de martensita
4 9
50
ya que arriba de este porcentaje, ia martensita se encuentra solamente
alrededor de los limites de grano de la ferrita formando ramilletes o en _
cadenamientos que van siendo cada vez mayores a medida que aumenta la cajn
tidad de mart en s i ta,
DUREZA.
El comportamiento de la dureza en cada uno de los aceros experimentados
tiende a ser característica para cada uno de estos, pero en forma general
se puede decir que presentan una tendencia a aumentar de una manera pro _
gresiva (no lineal) con el aumento en la cantidad de mart e n si ta .
El perfil de dureza mostrado por el acero A (Figura 8.a) mantiene un com_
portamiento ascendente hasta un contenido de 26 % de martensita, a partir
del cual se observa una disminución de dureza, manten i endose de esta ma _
ñera hasta un contenido de 37 X de martensita (porcentaje máximo obtenido
en este acero).
En el acero B (Figura 8.b) el comportamiento de su perfil de dureza es
muy irregular, ya que presenta caídas de dureza muy pronunciadas en con _
tenidos de 32 y 53 X de martensita, siendo este último la caída más pro _
nunciada de dureza.
El p e r f i l de dureza que muestra e l acero C (F igu ra 8 .c ) es de un aumento
progres ivo (no l in e a l ) en re la c ió n a l aumento en la cantidad de m a rte n s ¡_
ta en este acero , observándose solamente l ig e r a s caídas de dureza en con _
ten idos de 75 y 100 X de m artensi tís.
A partir de los datos de microdureza obtenidos para cada una de las fa __
ses en todo el rango de temperatura experimentado, se procedio a hacer la
construcción del perfil de dureza teórico para cada uno de los aceros
51
mediante una m o d if ic a c ió n de la ' le y de m e zc la s ', donde se cons ideraron
tanto la s v a r ia c io n e s en m icrodureza como en la can tidad de m artens ita
presente , y s iendo constante y c a ra c te r ís t ic a para cada uno de los ace
ros la m icrodureza de la f e r r i t a . Dicha ecuación se muestra a continua
c ió n .
H .V . = H .V .d (Por/lOC) + H.V.m(Pm/100) (6)
Donde:
H.V. es la dureza V ickers del acero
H .V .ct es la m icrodureza V ickers de la f e r r i t a
H .V . m es la m icrodureza V ickers de la m a rtens ita
P<* es la cantidad de f e r r i t a presente en e l acero
Pm es la cantidad de m artens ita presente en e l acero
Los resu ltados ob ten idos con la a p lic a c ió n de esta ecuación se encuentran
g ra fic ad os ju n to con los v a lo re s experim enta les o b te n id o s , de donde se
desprende que , ia dureza esperada para cada uno de los aceros tie nde a
tener un comportamiento s im i la r a los v a lo re s ob ten idos exper¡m enta lm ente .
Es importante a c la ra r que e l a n á l is is m e ta lo g rá f ic o se d i r i g i ó p r in c ip a l
mente a e s tu d ia r e l e fecto de solamente dos fa s e s , la s de mayor predomi
nancia en los aceros fe rr ít ic o - m a r te n s ít ic o s , o sea la f e r r i t a y la mar
te n s ita , s in cons ide rar la p o s ib le e x is te n c ia de o tra s fases en la es
truc tu ra del acero como son ; au s ten ita re te n id a , f e r r i t a 'n u e v a ', b a in it a
y a lgún o tro t ip o de constituyente o fase .
52
COMPORTAMIENTO DE CEDENCIA.
Un comportamiento de cedencia continua íué observado en los tres aceros
experimentados en todos lo s rangos de m artens ita que se obtuvo para cada
uno de es tos , es d e c ir los puntos de cedencia s u pe r io r e in fe r io r que
c a rac te r iz an a la cedencia d iscon tin ua no se presentaron durante la re a lj_
c ión de la s pruebas de tens ión a las que fueron sometidos los aceros en
cuestión (F igu ra 9 ) .
RESISTENCIA.
El e fecto de la cantidad de m artens ita formada sobre la re s is te n c ia que
presentan lo s aceros t iende a ser muy s im i la r . Coroo se ap rec ia de las g r ¿
f ic a s correspond ientes (F igu ras 10 y 1 1 ) , a medida que aumenta la c an t i _
dad de m a rte n s ita , los v a lo re s en re s is te n c ia se incrementan de una mane_
ra no 1 i nea1.
En re la c ió n a los resu ltados obten idos de re s is te n c ia a la cedencia (F i _
gura 1 0 ) , podemos ap re c ia r que el incremento en ésta prop iedad para e l
acero A tiende a ser muy pronunc iado , observándose un incremento muy se _
vero en re s is te n c ia a la cedencia en un rango muy lim ita d o de can t id ad de
m a rte n s ita , ya que de acuerdo a lo s resu ltados ob te n ido s , la re s is te n c ia
2 2a la cedencia aumenta de 34 .3 Kg/mm a 71-2 Kg/mm en tan so lo una l ig e r a
v a r ia c ió n de 10 a 13 % de m a rte n s ita , para después mantenerse este aumen_
to en re s is te n c ia en una forma menos severa con cambios más grandes en la
cantidad de m a rte n s ita .
El comportamiento de l acero B (F igu ra 10) también t ie nde a p resentar un
aumento marcado en va lo re s de re s is te n c ia en e l rango comprendido en tre
25 y 45 X de iw t e n s it a , para después, a r r ib a de este po rcenta je mantener
53
un incremento menos severo pero progresivo en su resistencia a la ceden _
cía con el aumento en la cantidad de martensita.
El acero C (Figura 10) tienoe a mantener un aumento uniformemente progre_
sivo en su resistencia a la cedencia con el incremento en la cantidad de
nartensita, ya que como se observa, el cambio en la pandiente de la curva
aparece a un contenido de 50 % de martensita, para después volver a mante
ner un aumento constante hasta llegar a un contenido de 1 00 % de marten _
si ta.
Haciendo un análisis comparativo de la resistencia a la cedencia que pre_
sentan los tres aceros experimentados, se aprecia muy claramente, que los
valores más altos obtenidos corresponden al acero A, en tanto que los acj;
ros B y C muestran un comportamiento muy similar en sus valores de resis_
tencia a la cedencia por arriba de un contenido de 3 0 % de martensita,
siendo ligeramente más altos para el acero B que en el acero C; aunque
por abajo de este porcentaje de martensita, los valores de resistencia a
la cedencia en el acero B son menores que en el acero C.
Por lo que respecta al comportamiento de la resistencia a la tracción con
la cantidad de martensita presente en el acero (Figura 11), el comporta
miento del acero A presenta la misma tendencia que en sus valores de re _
sistencia a la cedencia.
En el acero B este aumento de resistencia a la tracción tiende a ser muy
severo en el rango comprendido de 20 a 35 % de martensita donde aumenta
2 2de 68.8 Kg/mm a 130.57 Kg/mm , para después observarse un aumento muy
lento en resistencia a la tracción con aumentos mayores en la cantidad de
martensita. En relación al acero C, el aumento en resistencia a la
tracción tiende a mantener un aumento progresivo moderado con el aumento
54
en la cantidad de martensita, observándose un ligero cambio en la pendien^
te de la curva que representa este comportamiento a aproximadamente un
contenido de 50 % de martensita, para después mantener este aumento gra _
dual hasta un contenido de 100 % de martensita.
Todos estos comportamientos de los aceros experimentados nos indican que
tanto la resistencia a la cedencia como a la tracción se incrementan de
una manera no lineal con el incremento en la cantidad de martensita.
Con respecto a la relación (fo. 2/íraáx. (Figura 12), para el acero A, el
comportamiento de su curva tiende a mantenerse en valores superiores a
0.5 de esta relación, aumentando progresivamente conforme aumenta la can_
tidad de martensita, la tendencia de esta curva observa que a partir de
un contenido de 35 % de martensita esta curva se mantiene estable, siendo
de aproximadamente Q.S el valor máximo que se alcanzó en esta relación
para este acero.
El acero C presenta una curva con valores mayores a los del acero B, ob _
servándose un cambio en la pendiente a aproximadamente un contenido de
50 % de martensita para mostrar un comportamiento más moderado de la cur_
va a partir de un contenido de 7 0 % de martensita, donde de acuerdo a la
tendencia de la curva no se observan ya más cambios a valores aproximados
de 0.88.
El acero B muestra una tendencia de aumento progresivo en la relación
( J Ó .2/<jrmáx, con el incremento en l a cantidad de martensita hasta un conte_
nido de aproximadamente 60 % de martensita, obteniéndose 0 .9 8 , a partir
del cual una disminución drástica se aprecia en este acero.
55
D U C T I L I D A D .
En relación a la ductilidad que presentan los aceros ferrítico-martens'_
ticos, su comportar) i en to es completamente diferente al presentado por las
otras propiedades mecánicas, ya que a medida que aumenta la cantidad de
martensita se observa una disminución progres ivamente marcada en la duc_
tilidad ae cada uno de los aceros experimentados.
Los resultados obtenidos de reducción de área y alargamiento (Figuras 13
y 14) en el caso del acero A tienden a disminuir rápidamente hasta
aproximadamente un contenido de 15 a 20 X de martensita, para después oJ>
servarse que arriba de este porcentaje la disminución de estas propieda_
des es muy lenta, comprobándose esto por el cambio de pendiente en ambas
curvas que ocurre a aproximadamente en un contenido de 20 X de martensita.
Para el acero B, cambios en la pendiente de las curvas que nos representan
los comportamientos de reducción de área y alargamiento son observados aj_
rededor de un contenido de 30 % de martensita; por abajo de este porcen _
taje ¡a disminución en ductilidad es muy rápida, en tanto que por arriba
de este porcentaje la caída en valores de ductilidad es muy lenta a m e d i _
da que aumenta la cantidad de martensita.
En el acero C el cambio de pendiente en sus curvas de ductilidad se ob
serva a aproximadamente un 20 X de martensita, siendo más drástica su
disminución en ductilidad a partir de un contenido de 40 <; de martensita
en adelante.
Básicamente el comportamiento que presenta la deformación uniforme es muy
similar al comportamiento de ductilidad en estos tres aceros (Figura 15)
En el acero A cambios en la pendiente de la curva que representa la de
formación uniforme de este acero son observados a aproximadamente un con_
56
tenido de 1 5 a 20 % de martensita, por arriba de estos valores decae muy
drást i camente.
Para el acero B, este cambio de pendiente se aprecia a aproximadamente
un contenido de 30 % de martensita, para descender mu y rápidamente a rae _
dida que aumenta la cantidad de martensita.
En el acero C una rápida disminución de este valor comienza a presentarse
por arriba de un contenido de 20 % de martensita, siendo al igual que en
los dos casos anteriores muy pronunciada la disminución a mayores canti _
dades de martensita presente en el acero.
57
DISCUSION DE RESULTADOS
La temperatura intercrítica de temple es uno de los parámetros que tienen
una gran influencia sobre la cantidad de martensita que se obtuvo en los
tres aceros experimentados, ya que a medida que se aumento ésta 6emperat£
ra la cantidad de martensita formada después del temple aumento, siendo
el comportamiento de este aumento en la cantidad de martensita de una m a _
ñera no lineal con respecto a la temperatura intercrítica de temple.
Como se observa de los resultados obtenidos, para los tres aceros experi_
mentados, en la parte baja del rango de temperatura experimentado (700 a
720°C) la cantidad de martensita formada es pequeña, siendo el acero A el
más representativo de esta característica; se cree que este comportamien_
to se debe principalmente a que en este rango de temperatura una gran car^
tidad de carburos en el acero no se disuelven completamente, consecuente_
mente la cantidad de austenita y por lo tanto de martensita es muy peque_
2ña en este rango de temperatura .
Por lo que respecta al rango de temperatura de 730 a 790°C un marcado au _
mentó en la cantidad de martensita fué mostrado por los tres aceros expe_
rimentados, siendo la causa probable de este comportamiento que a medida
que aumenta 1a temperatura, la difusión de carbono hacia la austenita es
mayor*. Con lo cual se obtiene una mayor cantidad de austenita (martensi_
ta) formada durante el reedeido intercrítico. Además en este rango de
temperatura, los carburos presentes en el acero pueden haber sido disuel_
tos con lo cual aumenta la cantidad de carbono que se difunde hacia la
austenita, aumentando la cantidad de esta fase con el aumento en la tem _
peratura intercríti« ',
Los elementos de aleación contenidos en cada uno de los aceros experimen_
58
tados pueden ser considerados como otro factor que influye notablemente
en la cantidad de martensita que presentan los aceros ferrítico-raartensí_
ticos producidos por tratamiento térmico, ya que estos elementos tienden
a influir sobre la ubicación de ¡as lineas A^ y así como también en la
cinética de crecimiento de la austenita.
Los elementos gammagenos como el Níquel y el Manganeso tienden a favore _
cer la formación de la austenita, con lo cual la región gamma se expande
teniendo como consecuencia una disminución del área de la región alfa -
gamma y haciendo descender las lineas A ; y A^, esto hace suponer que es _
2,3tos elementos favorecen la cine'tica de crecimiento de la austenita ’ .
Por el contrarío los elementos alfagenos como el Cromo, Silicio, Vanadio
y Niobio favorecen ía formación de ferrita, teniendo como consecuencia la
contracción de la región gamma con lo cual un aumento de la región alfa-
gamma puede ocurrir haciendo a la vez que las lineas A^ y A, asciendan.
Esto significa que estos elementos tienden a retardar la cinética de cre_
2,3cimiento de la austenita
En base a lo anterior, se puede decir que la influencia de los elementos
alfagenos sobre la cine'tica de austenización tiene un efecto mu y marcado
en el caso del acero A, en tanto que para el acero 8 una tendencia a est£
bilizarse o neutralizarse el efecto tanto de los elementos alfagenos como
garamagenos puede presentarse en este acero, donde !a cantidad de martens_i_
ta formada fué mucho mayor con respecto al acero A. Por lo que respecta
al acero C y en base a los resultados obtenidos, se puede decir que en
este acero el Manganeso influye notablemente en la cine'tica de austeniza_
ción, y debido a una no muy marcada participación del Silicio en la cine_
tica de austenización, la cantidad de martensita formada en este acero
59
se favorece notablemente
Siendo la velocidad de enfriamiento otro de los parámetros que influyen
sobre la cantidad de martensita formada, se utilizo como medio de enfria
miento una solución acuosa dé NaCl al 10 % para tratar de transformar
completamente toda la austenita en martensita, aunque con este medio de
temple se tiene el riesgo de obtener significativas cantidades de austeni
ta retenida las cuales, en caso de existir, no se considero su influencia
en la microestructura resultante, por lo tanto, este parámetro no se cor
sidero como determinante sobre las diferentes cantidades de martensita
que se obtuvieron en los tres aceros experimentados.
La forma como se encuentra distribuida la martensita después del tratamien
to térmico es una función directa de la estructura original del acero',
o sea de la manera como se encuentre distribuida la perlita sn el acero.
Ya que a partir de la perlita que se encuentra alrededor de los granos
de ferrita, la austenita nuclea y crece debido a la difusión de carbono
que ocurre desde la perlita hacia la austenita durante el recocido Ínter
crítico, debiendo también considerarse que siendo los limites de grano
zonas que presentan una gran energía superficial actúan como lugares pr e_
ferenciales para que se lleven a cabo reacciones en el estado sólido co
mo es la transformación de austenita a martensita provocada por un enfr ¡£
miento severo ^ . Siendo estas las posibles causas por las cuales la mar
tensita que se obtuvo en los aceros experimentados después del tratamien_
to térmico se encuentra alrededor de los granos de ferrita.
La presencia de pequeñas cantidades de martensita dentro de los granos de
ferrita pueden ser ocasionados por la probable presencia de carburos en
60
la ferrita, los cuales actúan como sitios preferenciales para la n u c l e a _
ción de la austenita (martensita) durante el recocido ¡ntercrfti cu .
Siendo la transformación martens'tica uno de los mecanismos más usuales
de endurecimiento, se espera que a medida que aumente la cantidad de ma r_
tensita en el acero por el aumento de la temperatura intercrTtica de tem_
pie, la dureza del acero aumentará también. De los resultados que se ob _
tuvieron en la experimentación los perfiles de dureza presentados por los
tres aceros muestran un aumento gradual con el aumento en la cantidad de
martensi ta.
La posible influencia de los elementos de aleación sobre la templabi1 idad
(penetración de dureza) del acero se puede observar de los valores de du_
reza que presentan los aceros experimentados, ya que la tendencia presen_
tada por el acero A es a mostrar valores de dureza ligeramente más eleva_
dos con respecto a los aceros B y C tomando como base cantidades de mar _
tensita similares en estos aceros.
Otra posible contribución de los elementos de aleación sobre la dureza
del acero puede ser la presencia de finas partículas de precipitados que
pueden estar conteníaos en ia matriz del acero, siendo este otro i actor
favorable en la dureza que presente el acero, aunque no fue posible ha _
cer una evaluación experimental de la influencia de los elementos de
aleación sobre la dureza resultante después del tratamiento térmico en
los aceros experimentados, las dos causas descritas anteriormente juegan
un papel importante en la dureza de los aceros, por lo cual deben se¡ con^
siderados como un factor que influye grandemente sobre las propiedades
mecánicas del acero.
61
En el caso del acero A los valores calculados de dureza tienden a ser más
elevados que los resultados reales, la posible causa de estos valores ba
jos de dureza en comparación con los calculados puede ser debido a la
existencia de algún otro constituyente en la estructura del acero el
cual puede presentar una menor dureza que la de la martensita y que no
fue considerado dentro de este estudio, y el cual puede afectar directa
mente ta dureza del acero.
En el acero B se presenta la misma situación que en el acero anterior,
aunque la desviación de los valores calculados con respecto a los exper i
mentales comienza a presentarse alrededor de un contenido de 3 1 % de mar
tensita, la posible causa de este comportamiento puede ser debido a cam
bios microestructurales en el acero.
En relación al acero C, el perfil de dureza calculado presenta un compor
tamiento cas' idéntico a los valores experimentales, siendo éste a! acero
que más se apega a! comportamiento esperado por la 'ley de m e z c l a s 1 en
relación a la dureza.
En base a lo anterior podemos decir que, los valores experimentalmente
obtenidos en cada uno de los aceros presenta un perfil muy similar con
los valores calculados; con tal evidencia se puede decir que, la dureza
del acero esta en función de la cantidad de martensita presente, debien
do también considerarse la influencia de los elementos de aleación, el
tamaño de grano, as' como la presencia de precipitados, los cuales no son
considerados por la 'ley de mezclas' paro que afectan de una manera favo
rabie a la dureza del acero.
La causa probable que origina el comportamiento de cedencia continua en
62
los aceros ferrTtico-martensíti eos puede ser debido a que durante la trans
formación de austenita a martensita provocada por el temple, esta implica
un cambio de volúmen, el cual debe ser asimilado por la matriz ferrítica,
la cual se deformara plásticamente para poder compensar el volúmen de ex_
pansión provocado por esta transformación, teniendo como consecuencia la
generación de una gran densidad de dislocaciones móviles así como una al_
ta concentración de esfuerzos en la ferrita. Estos dos factores pueden
provocar la generación de flujos plásticos a través de todo el acero con
lo cual se promueve la aparición de la cedencia continua en este tipo de
1aceros .
El comportamiento de las propiedades mecánicas en los aceros ferrítico-
martensítieos están en función de la microestructura de estos aceros; ya
que como se determino experimentalmente, a medida que se incrementa tanto
la cantidad como la dureza ( resistencia ) de la martensita, los valores
de resistencia tanto de cedencia como de tracción se incrementan de una
manera no lineal, aunque también hay que considerar la influencia de la
matriz ferrítica en el comportamiento mecánico de los aceros.
Para poder tener una idea más clara de como influyen tanto la ferrita co_
mo la martensita en las propiedades mecánicas de los aceros ensayados, se
puede tomar como punto de partida una teória de endurecimiento la cual co£
sidera que las deformaciones que experimentan ambas fases son iguales, y
que además considera que la densidad en ambas fases es igual.
Las ecuaciones propuestas por esta ley son una modificación de la ley de
mezc la s1 donde involucra tanto la resistencia a la cedencia como a la
tracción de la ferrita y la martensita, así como la cantidad presente de
6 3
an-bas fases; las ecuaciones (1) y (2) dadas en el Capitulo II de este tra_
bajo fueron empleadas para tal determinación. Para la obtención de 6b.2c<
y(j0.2m así como d e G m á x . o t s e utilizaron las siguientes ecuaciones, las
cuales se deducen a partir de mediciones de microdureza tanto en la ferr_i_
• 8ta como en la martensita .
Co.Z = -Ü - ( 0 . l ) n 3
Gmáx = --- (13
n)L 1 - n .
(7)
( 8 )
Do nd e:
n = 0.28 es el exponente de endurecimiento por deformación de la ferrita
n = 0 . 1 5 es el exponente de endurecimiento por deformación de la marten _
sita, y
H es la microdureza Vickers para cada una de las fases.
Los resultados obtenidos con la aplicación de Jas ecuaciones (1) y (2) se
muestran en las siguientes gráficas junto con los valores obtenidos ax pe _
rimentaImente para cada uno de los aceros.
O 10 2 0 3 G 40
i H a r t e n s i ta
Figura 16.a. C o m p o r t a m i e n t o r e al y t e ó r i c o de las
p r o p i e d a d e s m e c á n i c a s , a c e r o A.
20 4 0 6 0
% M a r t e n s i t a
C o m p o r t a m i e n t o re al y t e ó r i c o de
p r o p i e d a d e s m e c a ñ i c a s , a c e r o B.
1 asFigura 16.b
20 40 60 £¡0 100
% M a r t e n s ¡ t a
C o m p o r t a m i e n t o real y t e ó r i c o de las
p r o p i e d a d e s m e c á n i c a s , a c e r o C.
• R e a I
■ T e ó r i co
Figura 16.c.
% M a r t e n s ¡ t a
Figura 16.d. C o m p o r t a m i e n t o re al y t e ó r i c o d e las
p r o p i e d a d e s m e c á n i c a s , a c e r o A.
% M a r t e n s ¡ t a
C o m p o r t a m i e n t o real y t e ó r i c o d e las
p r o p i e d a d e s m e c á n i c a s , a c e r o B.
Figura 16.e.
% M a r t e n s i ta
Figura 16.f. C o m p o r t a m i e n t o rea) y t e ó r i c o de las
p r o p i e d a d e s m e c á n i c a s , a c e r o C.
7 0
En relación a la resistencia a la cedencia teóricamente obtenida, se
observa un incremento gradual a medida que aumenta la cantidad de marten_
sita presente en los tres aceros.
En el caso del acero A, el comportamiento de la curva que representa los
valores reales se desvia de los valores experimentales a partir de un co£
tenido de 11 % de martensita y a medida que aumenta la cantidad de marteji
sita ta desviación es cada vez más pronunciada; en cambio para contenidos
de martensita menores al 11 %, los valores reales en resistencia a la ce_
dencia caen por abajo de los valores obtenidos por la 'ley de m e z c l a s 1.
Para el caso del acero B, ta desviación de los valores reales en r e l a c i ó n
a los teóricos se observa a partir de un contenido de 24 % de martensita
siendo los valores reales en resistencia a la cedencia menores a los
teóricos por abajo de este porcentaje, siendo la desviación mínima con
respecto a la 'ley de me z c la s 1.
Por to que corresponde al acero C, de acuerdo a la tendencia presentada
por la curva que representa los valores reales como por la que representa
la 'ley de mezclas', se establece que este acero se comporta de una ma ne _
ra muy similar con el comportamiento esperado de acuerdo a la 'ley de mez
c í a s 1 en todo el rango de martensita obtenido para este acero.
En relación a la resistencia a la tracción obtenida experimentalmente con
respecto a la calculada por la 'ley de mezclas' se observa una gran dis _
crepancia entre ambos resultados, ya que en el caso del acero A, valores
en resistencia a la tracción en el rango de 10 a 20 X de martensita se
encuentran por abajo de los valores calculados por la 'ley de mezclas', y
por arriba de este u 1 timo-conten i do la desviación de los valores reales
se desvia grandemente de la 'ley de mezclas'.
En relación al acero B, el comportamiento de los valores reales de resis_
tencia a la tracción con respecto a la 'ley de m e z c l a s 1 presenta una ten_
dencia muy similar que en el caso anterior, ya que en el rango de 20 a
30 % de martensita, los valores reales se encuentran por abajo de los es_
tablecidos por la 'ley de mezclas'; en cambio por arriba de un contenido
de 30 % de martensita, los valores reales se desvian grandemente de la
'ley de mezclas', siendo cada vez mayor esta desviación a medida que au _
menta la cantidad de martensita.
En el acero C, al igualque en la resistencia a la cedencia, su comporta _
miento de. resistencia a la tracción es muy similar al esperado por la
'ley de mezclas' en todo el rango de martensita obtenido para este ace_
ro .
De acuerdo a lo descrito anteriormente, la 'ley de mazclas' es una medida
para poder evaluar la influencia tanto de la cantidad de ferrita como de
martensita en las propiedades mecánicas de los aceros ferrít¡co-martensí_
ticos', pero como se aprecia de los resultados anteriores, se presentan
valores en resistencia por abajo de los esperados con la aplicación de
esta ley ( aceros A y B) tanto en resistencia a la cedencia como a la
tracción en bajos contenidos de martensita en el acero.
La posible razón por la cual se obtuvieron valores experimentales inferió
res a los esperados por la 'ley de mezclas' puede ser debido al resultado
del comportamiento de cedencia continua que experimentan este tioo de a _
ceros, relacionándolo a la eliminación de esfuerzos residuales alrededor
de las partículas de martensita, ya que a bajas deformaciones plásticas
características de la resistencia a la cedencia, los factores que gobi er_
nan las propiedades mecánicas en psta etapa es la interacción de los es _
72
fuerzos residuales así como la influencia de la alta densidad de disloca
ciones móviles que se han generado en la transformación austenita-marten_
sita, con lo que los esfuerzos cerca de las partículas de martensita se
cree que alcancen solo un tercio de la resistencia a la cedencia de esta
fase'. Además de esto, debemos de considerar que debido a la relativa ba_
ja cantidad de martensita obtenida en el rango de baja temperatura de ex_
per¡mentación, la fase predominante y que tiene mayor influencia sobre
las propiedades mecánicas es la ferrita, pudiendo ser esta otra causa de
la obtención de bajos valores en resistencia a la cedencia. El marcado
incremento en resistencia a la cedencia a mayores contenidos de m a rtens¡_
ta pueden ser debido al resultado de que la martensita pasa a ser la fase
que predominantemente gobierne las propiedades mecánicas del acero'.
Por lo que respecta a los valores experimentales de la resistencia a la
tracción en comparación con los valores obtenidos por la 'ley de m e z c l a s 1
aqui también se presenta el caso de valores experimentales por abajo de
los esperados teóricamente. Este comportamiento se presenta en el acero A
hasta aproximadamente un contenido de 20 % de martensita; en el acero B
alrededor de un contenido de 30 X de martensita, pudiéndose aqui también
considerar la influencia tanto de los esfuerzos residuales como de la
gran densidad de dislocaciones móviles, ya que se puede pensar que ambos
factores no han interactuado plenamente y por lo tanto, la martensita no
alcanza plenamente a desarrollar su máxima resistencia a la tracción oca__
cionando con esto la obtención de bajos valores en resistencia a la
tracción en el acero, los cuales tienden a ser notoriamente observables
a bajos contenidos de martensita en el acero.
Cuando el contenido de martensita es más alto en el acero, la resistencia
73
a la tracción se incrementa notablemente eliminando por completo la in
fluencia de los esfuerzos residuales y de la alta densidad de dislocacio_
nes móviles, ya que a mayor contenido de martensita la interacción entre
estas partículas será mucho mayor contribuyendo a un incremento en la re_
sistencia a la tracción del acero.
7 4
Uno de los factores que influyen notablemente sobre la ductilidad que
muestran los aceros ferrítíco-martensíticos es la cantidad de martensita
presente en el acero, ya que como se determino en la experimentación 11e_
vada a cabo, a medida que aumenta la cantidad de martensita la ductilidad
muestra un comportamiento de continuo descenso.
La manera como influye la cantidad de martensita sobre la ductilidad en
el acero puede ser explicada de la siguiente forma; cuando la cantidad de
martensita en el acero es baja, implica que ésta se puede encontrar es pa_
ciada y homogéneamente distribuida alrededor de los granos de ferrita y
en algunas ocasiones estas partículas de martensita pueden encontrarse
aisladas unas de otras, debido a su inherente naturaleza, las partículas
de martensita actúan como barreras que impiden la libre deformación de la
matriz ferrítica, pero debido a la baja cantidad de estas partículas en
el acero, su efecto sobre la ductilidad es mínimo. Por el contrario, cuajn
do la cantidad de martensita aumenta, la continuidad de estas partículas
alrededor de los granos de ferrita es mayor teniendo como consecuencia
que estas partículas impidan una completa deformación de la ferrita con
una consecuente disminución de ductilidad en el acero.
La dureza (resistencia) de la martensita se puede considerar como otro
factor que afecta directamente la ductilidad en los aceros ferrítico-mar_
tensíticos, ya que a medida que aumenta la dureza de esta fase disminuye
la ductilidad en este tipo de aceros. Ya que a medida que se incremente
la dureza en la martensita tendera a ser más frágil con lo cual puede
provocar u originar la formación de una fractura en el acero sin que ex_
perimente una deformación considerable con una consecuente disminución
de du ct i 1 i dad.
CONCLUSIONES
!. La microestructura doble fase puede ser producida a partir de aceros
bajo carbono (0.2C ?C) mediante la aplicación de un recocido en el raji
go de temperatura de 70 0 a 80C°C seguido de un temple drástico (solu—
ción acuosa 10 % NaCl) con lo cual se promueve la estructura ferrita -
martensI ta.
2. Tanto la cantidad como la dureza (resistencia) de la martensita son -
factores que influyen directamente en las propiedades mecánicas de los
aceros doble fase.
3. La influencia de los elementos de aleación tiene un marcado efecto so
bre la cinética de austenizaclón y por lo tanto de la cantidad de mar-
tensita en el acero.
4. La modificación de la ‘Ley de M e z c l a s 1 propuesta para evaluar el co m—
portamíento de la resistencia en los aceros doble fase sólo se cumple
para el acero C (acero al carbono), en tanto que los aceros A y B (a-
ceros de media aleación) muestran una desviación muy pronunciada con -
respecto a esta ley a medida que aumenta la cantidad de martensita.
5- El comportamiento de cedencia continua que muestran los aceros doble -
fase puede ser provocado por la presencia de una elevada cantidad de -
esfuerzos residuales así como de una alta densidad de dislocaciones —
móviles en la ferrita, los cuales son generados durante la transforma
ción austenita-martensita.
7 5
76
6. La cantidad óptima de martensita en ¡a cual un acero doble fase pre
senta buenas características de resistencia y de ductilidad es en un
rango comprendido entre 8 y 30 X de martensita.
77
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