Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 3, N° 1, 1983

Relación entre Propiedades Mecánicas Microestructura y Morfología de Fractura en AceroHipoeutectoide 1045 con Diferentes Tratamientos Térmicós

Oswaldo A. Hilders y Alwilson Querales

Escuela.de Ingeniería Metalúrgica y Ciencia de los Materiales, Universidad Central de Venezuela. Apartado51717, Caracas 1050, Venezuela.

El comportamiento mecánico en tensión y las relaciones morfología de fractura-microestructura, fueron investigadas en tresseries de tres especímenes cada una, de probetas de tracción de acero htpoeurectoíde 104" usando microscopía óptica y mi-croscopfa electrónica de barrido. Los grupos de probetas fueron tratados de la siguiente manera: Un grupo fue calentado a8300 e durante o., hry enfriado dentro del horno, el siguiente grupo fue calentado durante O., hr a 8300 e y templado en aguafría y el último grupo fue calentado a 7500 e durante 0.5 hr y templado en agua fría. La resistencia, dureza y ductibilidad, hansido examinadas, demostrándose que la reducción de Ferrita Proeutectoide y el incremento de Martensita, producen unaumento de la resistencia, pero reducen drásticamente la ductilidad y causan que el mecanismo de coalescencia de microporosobservado en la superficie de fractura de las muestras recocidas, cambie a un modo de fractura mixto en las muestras,templa-das, las cuales presentan un aspecto general de cuasi-clivaje.

Relationship Between Mechanical Properties Microstructure and Fracture Topography in 1045Hipoeutectoid Steel W ith Different Heat Treatments

The mechanical behavior in tension and the fracture topography-rnicrostructure correlations were invcstigated with threeseries, of three specimens each, of 1045 hipoeutectoid steel tension samples, by optical microscopy and scanning eleci:ron mi-croscopy (SEM). Theseries of samples were treated in the next form: One group was heated at830· e durtng ü.y hr and cooledwithin the furnace; the next group was heated during 0.5 hr at 830· Can quenched in cold water and the final group was heatedat 7'00 e during 0.5 hr and quenched it;tcold water. The strength, hardness and ducríllry have been examined and it has beendemonstrated that the reduction of proeutecroid ferrite and the increasing of martensite, produce an increasing of thestrength, but dramatically reduce the ductility and cause that the microvoid coalescense mechanism observed on the fracturesurface of the annealing samples, change to a mixed fracture mode in th e quenched samples which shown a general quasi-c1eavage aspecto

INTRODUCCION

Los aceros ordinarios llamados de Medio Carbo-no, son de uso extensivo en una gran variedad de apli-caciones comunes. Sistemáticas investigaciones hansido hechas en relación a los factores que controlan laresistencia y la ductilidad en este tipo de acero; sinembargo, el problema es muy complejo y las relacio-nes cuantitativas entre microestructura y propieda-

. des mecánicas, deben tomar en cuenta un gran nú-mero de variables. En particular, el contenido de Per-lita juega un importante papel en la Resistencia a laTracción de estos aceros, pero solamente a expensasde una disminución en la resistencia al impacto y en laductilidad promedio [1]. Pickering [2] ha desarro-llado expresiones para propiedades mecánicas talescomo el Esfuerzo de Fluencia y la Resistencia a laTracción, en función de la fracción volumétrica deFerrita, su tamaño de grano promedio, el espaciadointerlaminar de la Perlita y el contenido de Silicio,Manganeso y Nitrógeno.

Por otra parte, los diversos cambios microes-tructurales debidos a diversos tratamientos térmi-cos, influyen decisivamente .en las propiedades me-cánicas, lo cual ha sido objeto de constante atención[3-8]. La complejidad de los Factores a analizar cons-tituye una dificultad en el análisis cuantitativo de laspropiedades mecánicas; las cuales han sido sistemáti-camente tabuladas en función de composiciones quí-fiÚcas,.tratamientos térmicos, etc., lo que facilita una

elección determinada de acuerdo a una necesidadespecífica.

La comprensión de los mecanismos responsa-bles de la deformación plástica y la fractura han reci-bido un impulso especial en los últimos años, pese aque la proposición de modelos y teorías explicativasrelativamente satisfactorias comenzó a hacerse alre-dedor de la década de los años cincuenta [9-10]. Enparticular, ha sido de gran utilidad el perfecciona-miento de las técnicas de microscopía electrónica(TEM, SEM).

La clasificación de ras superficies de fractura enatención a las morfologías resultantes y a los meca-nismos que operan durante los procesos de separa-ción, no ha sido aún claramente establecida.vencon-tráridose en ocasiones, nuevas designaciones paraciertas clases de aleación [11]. Ashby y orros [12-13],han catalogado los mecanismos de fracrura observa-dos en diversos tipos de acero y orros materiales, paradiferentes condiciones de tensión, temperatura ytiempo para fractura en las cuales cada uno es domi-nante, presentando sus resultados en una serie de"mapas" de mecanismos de fractura.

En la presente investigación se pretende hacerun estudio de las características morfológicas de lassuperficies de fractura, obtenidas después de la apli-cación de ciertos tratamientos térmicos en un acerocomercial hipoeutectoide 1045, y la debida correla-ción de las mismas con los aspectos microestructura-les y propiedades mecánicas derivadas de dichos tra-

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Fig. 1. Esquema general Temperatura-Tiempo, de los tratamientos térmicos realizados y su relación con el diagrama metaestableFe-Fe3C.

tam ierrtos, tornando de la literatura los principiosclásicos de análisis ya establecidos, e incorporando alos resultados los comentarios y conclusiones deriva-dos de las observaciones propias acerca de la influen-cia de las transformaciones de fase encontradas, en lafractografía general.

PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

El acero estudiado, cuya composición apareceenla TablaI, se obtuvo en forma debarra calibrada de12/8" de diámetro, laminada en caliente. La mi-croestructura, formada por una mezcla de Ferrita yPerlita, presentó un tamaño de grano ferrftico igual a8, medido de acuerdo al método ASTM [14]. Asimis-mo, la dureza encontrada fue de 14 Re, la mícrodu-reza Vickers parala Ferrita fue de 25 7 Y de 321 paralaPerlita. Nueve probetas de tracción fueron maquina-das a partir de la barra original de acuerdo a la normaE8~69 ASTM [15], con una longitud entre puntos de2.54 cm y un diámetro de 0.635 cm. Seguidamente,las probetas fueron divididas entres grupos de a tres,'sufriendo cada uno un tratamiento térmico distintotal corno se señala en la Fig. 1.

TABLA 1COMPOSICION QUIMICA DEL ACERO

ESTUDIADO (% en peso)

e Si Mn S P Fe0.450 0.400 0.700 0.035 0.030 Balance

El primer tratamíen ro, al que llamaremos A, con-sistió en un calentamiento a 8300 C, en la zona ymonofásica seguido por un mantenimiento de 1/2hora a esa'temperatura. Posteriormente, las probetasde este grupo fueron enfriadas lentamente en el hor-no, hasta la temperatura ambiente. En el segundo tra-tamiento (B) se efectuó un calentamiento hasta lazona bifásica (a + y) a 750°C por 1/2 hora y poste-riormente un temple brusco en agua fría agitada. Eltercer y último tratamiento (C) fue similar al primeroen su primera etapa, pero el material fue brusca-mente templado en agua fría agitada en lugar de en-

friarse lentamente en el horno. A continuación, lasmuestras fueron ensayadas en tracción mediante unamáquina universal Instron, a una velocidad de alarga-miento deO.2 cm/mino Delos ejemplares así fractura-do'), fueron elegidas tres muestras (una por cada tipode tratamiento) para la realización de los análisis frac-tográficos y microestructurales, en tanto, que laspropiedades mecánicas correspondientes derivadasde cada tipo de tratamiento en particular, fuerondeducidas de todas las probetas que lo sufrieron encada caso. Primeramente se hicieron observacionesmacroscópicas de las superficies de fractura, tomán-dose macrografías representativas de las mismas aligual que observaciones a alta magníflcacíón, utili-zando el microscopio electrónico de barrido (SEM)operado a 20 Kv. Seguidamente se hizo un corte lon-gitudinal de las muestras mediante un plano perpen-dicular a la superficie 'de fractura, dividiendo a ·lasmismas en dos partes iguales> una de las cuales fuepreparada metalográficamente para la determina-.ción de la micra estructura y la Dureza Rc. Antes de larealización de este corte, las superficies defracturafueron convenientemente recubiertas con resinaepoxy, la cual se dejó endurecer de manera que, pos-teriormente,no sólo fue posible la observación de lasmicroestructuras, sino también la de las trayectoriasde fractura en cada caso. '

TABLA II ,.PROPIEDADES MECANICAS ESTUDIÁDAS

j'

TratamientosTérmicos

(JulJ (Jj

Re (MPa) (MPa) %Al %Ra

ABC

64358

44513801550

55014001550

28 4720 32

= O = O

RESUL TADOS y DISCUSION

El conjunto de propiedades mecanicas eva-luadas, aparece en la Tabla II,paracada uno de los tra-tamientos térmicos realizados. Estas propiedadeshan sido correlacionadas en la Fig. 2, donde el por-

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50 60

Fig. 2. Variación de la Resistencia a la Tracción !Tu (.), Esfuerzode Ro tura orf El},% Alargamiento (e) v% Estricción(O)en función de la Dureza Re. para los tres tratamientos tenmicos realizados A, B, C.

centaje de reducción de área (%Ra) y el porcentaje deAlargamiento (%Al) por una parte y la Resistencia a laTracción (uuts) y el Esfuerzo de Rotura (Uf) por otra,han sido graficadas en función de la Dureza Rc. Fun-damen talrnent e, los cambios en las propiedades me-cánicas han de deberse a las cantidades relativas de lasfases presentes y a la forma y distribución de di-chas fases.

Dureza. Esta propiedad mecanica está íntima-mente asociada a la variación del comportamiento dela Ferr ita, debido a la presencia de la Perlita o de laMartensita, lo que significa que es una propiedad denaturaleza interactiva. Las cantidades relativas deFerrita obtenidas, fueron progresivamente menores,desde el acero con tratamiento A hasta el acero contratamiento C. En las Figs. 4-a, 4-d y 4-g puede obser-varse fácilmente esta progresión en el cambio de lascantidades de ferrita, lo que se traduce en los diferen-tes valores detectados en la Dureza Re; la cual arrojóun valor máximo de 58 para el acero con tratamientoC, y un valor mínimo de alrededor de 6, para el acerocon tratamiento A. Lógicamente, el enfriamientolento en el horno, en este último caso, permite la for-mación de Perlita gruesa, lo que trae como conse-cuencia una microestructura suave. En cuanto a launiformidad en las medidas de dureza, debe decirseque el valor reportado en cada caso, resulta confiable,ya que los promedios obtenidos son el resultado dealrededor de 20 mediciones con una dispersiónmuy pequeña.

El proceso de calentamiento inicial a ternpera-tura de austenización, no fue realizado lentamente.Sin embargo, puede considerarse que los 30 minutosde austenización a 8300 C, en las muestras con trata-miento térmico C, fueron suficientes para lograr lahornogeneízacíón, de acuerdo a la consideración co-nocida de austenizar una hora por cada pulgada dediámetro [16-17]. Entonces, puede deducirse que lafalta de uniformidad en la microestructura de la Fig.4-g, no 'Sedebe a la distribución heterogénea del car-bono a altas temperaturas y por consiguiente a lageneración de. diferentes velocidades críticas detemple, con la producción de una rnicro estructura nouniforme; sino más bien a la dificultad de alcanzarvelocidades de temple tales, que en toda la masa delmaterial (homogéneo en composición), pueda inhi-birse lo suficiente la difusión del Carbono como paraproducir una estructura totalmente martensítica. Enalgunas zonas hay una cierta difusión de carbono enla Austenita FCC, la cual se torna muy inestable atemperaturas inferiores a 7270 C. Si el porcentaje decarbono se ha reducido lo suficiente, la Austenita setransformará en Ferrita BCC. Sin embargo, estosislotes de Ferríta fueron realmente pocos, por 10 quesu influencia en la medición de la dureza Rc no fuedetectable.

Resistencia. A menudo, los parámetros de resis-tencia usados en la caracterización de las propiedadesmecánicas de los aceros y otras aleaciones, son elEsfuerzo de Fluencia y la Resistencia a la Tracción[18-21]. En esta investigación se utiliza a modo de

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~ BGI

IC

~ AIC

% Alargamiento

Fig. 3. Curvas de tracción Ingenieríl, mostrando la forma cuali-tativa de la variación de! Esfuerzo con e! Alargamientopara los tres tipos de tratamientos realizados A, By C.

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Lati"Americo" JOllmrd u/ Ml'lIIlllIrgy IIml ,v!(¡fcrird" \'01. 3, N° 1, 1983

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hg, 4. (a),(b) y (e): Microestructura, Macr ograh.i dt: i:t sup c-rfir ie de lr ac t u ra \' Travectoria de la grieta principal de la muestra de acero1045 con tratamiento tipo A; (d), (e), (f) v (g). (h), (i): FigULls correspondientes para los tratamientos B y e,

Ru·i\ta t.a r inoamcr ica na de Metalurgia v ,\larcrialc\. Vol. \. 0:" l. I l)S \

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Fig. 5. Fracrografías (SEM) mostrando la morfología superficial de la muestra con t r a ra rn icn to A; (e), (d) v( e) .(1): Fractografías correspon-dientes para los r ra t amicnt os B~.' C.

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referencia la Resistencia a la Tracción y se mide adí-cionalmente el Esfuerzo .de .Rotura, lo que resultapoco usual en la caracterización de las propiedadesmecánicas. No obstante, en función de los estudiosfactográficos realizados, se consideró de importanciaeste valor, en conexión con las características morfo-lógicas de las superficies de fractura obtenidas.

Los valores de la Resistencia a la Tracción y delEsfuerzo de Rotura, guardan la correspondencia es-perada con los datos de dureza: valores progresiva-mente altos de resistencia corresponden a valores dedureza ascendentes, tal como se muestra en la Fíg. 2.Las formas esquematizadas de las curvas de traccióningenieril obtenidas con cada tratamiento, son mos-tradas en la Fig. 3. Puede apreciarse la variación de laresistencia con el tipo de tratamiento en particular.Las fases duras (Perlita o Martensita) causarán unefecto de oposición al flujo de la Ferrita [22] con elconsiguiente aumento de los parámetros de resisten-cia. El análisis de las Figs. 4-a, 4-d y4-g, muestra clara-mente la desaparición progresiva de la fase blanda oFerrita Proeutectoíde, lo que explica el aumento dela dificultad al deslizamiento y con ello el aumento dela resistencia nombrado. En las muestras recocidas seobservó una microestructura de Ferrita y Perlita deapariencia más o menos equiaxial; sin embargo, lassecciones metalográficas{para todos los tratamien-tos) se realizaron paralelamente al eje de tensión en lazona adyacente a la superficie de fractura, por lo quese evidencia una orientación preferencialde los gra-nos en esa dirección. En la muestra templada desde laregión bifásica, la Austenita se transforma en Marten-sita, permaneciendo sin cambio alguno la FerritaProeutectoide formada a 7500 C. En este material seexperimentó un endurecimiento intermedio debidoprecisamente a la presencia de estos agregados ferrí-ticos. Igualmente es posible aquí apreciar la orienta-ción de los granos de Ferrita en la dirección de latensión axiaL Finalmente se aprecia en la muestratemplada desde la zona austenítica, una estructuracasi totalmente martensítica. Unicamente se hacenvisibles ciertos "islotes" de Ferrita, los cuales se ha-llan interconectados y orientados en la direcciónde tensión.

Es interesante norar que la deformación se veclaramente restringida a los agregados de Ferrita, loscuales muestran una serie de cavidades alargadase vínrerconecradas. En, algunos casos se observa(Fig. 4-g) cómo las inclusiones se asocian a la forma-ción de dichas cavidades en los agregados ferríticos.Esta observación particular constituye un indicioclaro del' aumento de la resistencia al díficultarse lafluencia, debido a la presencia cada vez menor defase blanda.

Ductilidad. Los parámetros utilizados en la me-dición de la habilidad del material para deformarse,fueron el porcentaje de reducción de área y el por-centaje de alargamiento a la fractura. Se observa en laTabla II, que ambos tienen un valor cercano a cero en

las muestras templadas desde la zona austenítícamonofásica, es decir, dichas muestras se deformaronplásticamente en un porcentaje muy pequeño antesde la fractura final, lo que sin embargo proporcionóel tiempo suficiente para el desarrollo de cavidades uhoyuelos, objeto de nuestra próxima discusión.

La presencia de Ferrita en las muestras con lostratamientos A y E, produce el efecto ya explicadoanteríormente en relación con el grado de dificultaden el deslizamiento, por lo que la reducción de área yel alargamiento a la fractura, alcanzan valores relati-vamente altos.

Análisis Fractográfico. Las superficies de fracturase diferencian macroscópicamente entre sí, ya que larugosidad mostrada a muy bajos aumentos permiteidentificar fácilmente el tipo de tratamiento sufridopor las muestras respectivas. Los ejemplares repre-sentativos pueden observarse en las figuras 4-b, 4-e y4-h, al lado de las correspondientes microestructurasya nombradas.

En la Fig. 4-b aparece la porción de la "copa" deuna superficie de fractura copa-cono estandard,donde se señala la zona del borde o zona de cizalla-miento caracterfstíca de la separaciónfinal en rup-tura dúctil por tensión. Puede decirse que la sepa-ración final ocurre en una condición tal, que la coa-lescencia de cavidades se produce bajo la influencia,combinada de deformación plástica uniforme en ladirección de la tensión aplicada y deformación decorte en un plano de máxirnaterisió n de corte [23].

La posibilidad de generar una superficie de frac-tura de este tipo, proviene de la ductilidad básica de laaleación recocida, la cual, con un alto porcentaje deFerrita Proeutectoide, es fácilmente deformable. Laporción central de la fractura sufre una ruptura nor-mal al eje de la carga, de manera que la coalescenciaocurre bajo la influencia de deformación plástica uni-forme. La Fig. 4-e muestra la superficie de fractura dela probeta de tracción con el tratamiento B, la cual esconsiderablemente más plana, mostrando sin em-bargo irregularidades macroscópicas tales como lar-gas hendeduras que atraviesan parcialmente a lamuestra. Dichas hendeduras deben estar asociadascon la inhomogeneidad de la deformación plástica yel proceso de fractura, en el sentido de qu elá separa-ción final ocurre por ruptura casi totalmente normalal eje de tensión y la grieta principal responsable de laseparación atraviesa alterriativamente zonas ferríti-cas y zonas martensíticas, siendo las hendeduras unamanifestación macroscópica de la ruptura o separa-ción de zonas frágiles en este caso de Martensita, lascuales forman "capas" paralelas al eje de tensión(perpendiculares a la superficie de fractura o grietaprincipal). Estas "capas" pueden distinguirse fácil-mente en la Fig. 4-d, donde se observa la fase oscura(Martensita) orientada en el mismo sentido del eje detensión. Por otra parte, una comparación de los perfi-les de fractura de las Figs. 4-c y 4-f, muestra que lanaturaleza de las cavidades es muy diferente en

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ambos casos, ya que en la muestra recocida, las cavi-dades observadas .son muy numerosas y tienden acoalescer entre sí para formar cavidades mayores. Enla' muestra con tratamiento B, no se observan lasnumerosas cavidades del caso anterior, sino más bienpocas, distribuidas al azar y de una naturaleza dife-rente. En la Fig. 4-f la cavidad señalada está asociadacon la formación de una grieta paralela al eje de ten-sión, la cual no llegó a desarrollarse totalmente, peroque sin embargo muestra la naturaleza frágil de lageneración de hendeduras, las cuales no son sino laintersección de estas grietas paralelas al eje de ten-sión, con la superficie de fractura. Puede observarseuna inclusión asociada a la cavidad que aparece en laparte superior de la grieta. El efecto de las inclusionescomo sitios preferentes para la nucleación de cavida-des, ha sido extensivamente estudiado [24-28] y unarevisión relativamente reciente acerca de este punto,ha sido hecha por Goods y Brown [29], sin embargo,este problema no será tratado sino más bien de unamanera marginal en relación con las característicastopográficas de las superficies de fractura. En lamuestra con tratamiento C, puede observarse (Fig. 4-h)la formación de una superficie de fractura totalmenteplana, normal al eje de tensión y de aspecto brillante.Como ya ha sido dicho, esta muestra no sufrió estric-cióri localizada, sino una muy pequeña deformaciónplástica uniforme. La presencia de una superficie deruptura normal y la ausencia de estados de tensióntriaxiales, indica la naturaleza dura y frágil de lamicroestructura desarrollada, la cual se encuentraformada ensu mayor parte por Martensita.

Como ya se ha dicho, la generación de cavidadesen este caso, está totalmente restringida a las zonasferríticas, sin embargo, en las zonas adyacentes a lassuperficies de fractura, no aparecieron cavidades enninguna zona en particular,' corno puede apreciarseen la Fig. 4-i, lo que sugiere que sólo a distancias rela-tivamente grandes de la grieta principal, pueden ge-nerarse cavidades, en tanto que las mismas pare-

"cieran no tener tiempo suficiente para desarrollarsecerca de la superficie de fractura. Es razonable en estecaso, suponer que la grieta principal se inicia en pun-tos de alta concentración de esfuerzo de tensión yque no se requiere deformación adicional para la pro-pagadón de la misma, lo que ocurre tan rápido, quelas cavidades no pueden expandirse plásticamente.Además, debe reco rdarse que el crecimiento de lascavidades depende de las tensiones transversales des-arrolladas 'en el cuello, cosa que aquí no debe ocurrirdebido precisamente a la ausencia de estricciónlocalizada.

Un análisis microscópico de las superficies defractura, fue realizado con el ánimo de evidenciar lascaracterísticas superficiales responsables de los dife-rentes comportamientos observados. Mediante mi-croscopía electrónica de barrido, se hicieron prime-ramente observaciones de tipo general, tales cornolas que aparecen en las Figs. 5-a, 5-c y 5-e que mues-tran una progresiva tendencia hacia el aplanamiento

superficial. Sin embargo, a estos niveles de observa-ción puede decirse que no hay presencia de una su-perficiede fractura totalmente frágil, ya que no haymanifestaciones importantes de ruptura por clivaje,A lo sumo, puede hablarse en el caso de las muestrascon tratamiento B o C, de pequeñas zonas clivadasentremezcladas con hoyuelos característicos de lafractura dúctil. En las muestras con tratamiento A, seobserva una superficie de ruptura de naturaleza to-talmente dúctil, donde únicamente ha prevalecido lacoalescencia de microporos como mecanismo domi-nante. La Fig. 5-b muestra a una mayor significación,detalles de la superficie de fractura de la muestra contratamiento A. Este tipo de superficie es típico delasfracturas desarrolladas mediante la coalescencia decavidades o rnicroporos. Se observa una variedad detamaños, lo que confirma que la nucleación y el creci-miento de las cavidades puede ocurrir de manerasimultánea: grandesdeformacionesen un cuello lo-calizado entre dos cavidades preexistentes, puedennuclear otra cavidad central [30]. En este mismocaso, resulta de importancia la consideración de la·'aparición de las tensiones, hidrostáticas desarrolladasen el cuello de las muestras, ya que dichas tensionesconstituyen la fuerza motriz para el desarrollo de loshoyuelos, que parecen haberse nucleado homogé-neamente en su mayoría (muy pocas inclusiones fue-ron vistas alojadas en el interior de los mismos).Puede pensarse, de acuerdo a las ideas de Wilsdorf yotros [31-32], que los gradientes de vacancías produ-cidos en regiones de alta densidad de díslocacíones,pueden generar un exceso de concentración de va-cancias, las cuales al condensar forman cavidades. Enlas regiones de alta densidad de dislocación el mate-rial habrá agotado su habilidad para endurecerse pordeformación, por lo que, cuando se alcanzan esfuer-zos triaxiales estas pequeñas cavidades servirán desumidero a una serie de dislocaciones, las cuales al"emerger" dentro, en la superficie libre de las mis-mas, harán que crezcan hasta alcanzar un tamañoestable. También se ha sugerido que las cavidadespodrían comenzar a formarse en los límites de granodebido al apilamiento de dislocaciones [33]. La nu-cleación homogénea de cavidades en esta superficiede fractura fibrosa podría ser explicada en términosde dichas suposiciones, sin embargo, no se haestable-cido un mecanismoque clarifique totalrnenreel fe-nómeno, en ninguna aleación en particular.

"French y Weinrich [34] han sugerido que enmateriales con pocas inclusiones, la ruptura dúctilpor corte (fundamentalmente Cobre a) tiene lugarpor mecanismos que tienen que ver con la genera-ción de bandas de corte que se incrementan Con ladeformación. La superficie de fractura en su forma-ción, debe moverse entre dichas bandas, formandopor consiguiente, una serie de cavidades restringidasúnicamente a la superficie, no siendo por lo tanto lascavidades en sí mismas, las precursoras de la fractura.No es probable que dicho mecanismo, en su totali-dad, pueda aplicarse a nuestro caso, pero es posible laformación de dichas bandas, ya que en el material

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recocido se encuentran presentes zonas ricas en Fe-rrita. Las Figs. 5-c y 5-d muestran la morfología par-cialmente ya descrita de unas superficies que tiendena aplanarse y a exhibir características de cuasi-clivaje,Se muestra una cavidad relativamente grande conuna pequeña inclusión en su interior.

Puede verse que esta cavidad no es de la mismanaturaleza de las anteriores, ya que no se ha "desa-rrollado" formando paredes que indiquen una direc-ción de elongación, sino más bien pareciera ser elresultado de la anterior presencia de una inclusión deese mismo tamaño, que ha estado alojada allí hasta sueventual "extracción" mecánica de la superficie (sino se encontraba bien adherida a la misma en elmomento de la fractura). En la Fig. 5-d se muestra enla parte inferior izquierda, una pequeña concavidadque ha servido de asiento a alguna otra inclusión de lamisma naturaleza. Asimismo, se muestra una pe-queña porción de una inclusión que ha permanecidofija en la matriz y que bien pudiera ser un trozo de lainclusión mayor alojada anteriormente en la cavidad.Finalmente las Figs. S-e y 5-f muestran característicassimilares, pudiendo notarse en este caso que la con-centración de esfuerzos debido a la dureza y fragílí-dad de la matriz, produjo en ocasiones ruptura yagrietamiento en los alrededores de las inclusiones,tal como se señala claramente en la Fig. S-f. Estocontrasta fundamentalmente con las muestras de laserie "A", donde no se requieren grandes tensioneslocalizadas, ya que la energía para la formación desuperficies, es tomada de las mismas dislocacionesemergentes.

CONCLUSIONES

1. Se observó una reducción progresiva de FerritaProeutectoide en las muestras templadas desde7500 C,y desde 8300 e respecto a la muestra re-cocida desde 8300 e, lo que determinó un com-portamiento a la tracción diferente para cada unade las mismas.

·2. La microestructura Ferrita-Perlita del acero1045, desarrollada en el enfriamiento lentodesde 8300 e, es sustituida por la microestruc-tura Ferrita-Martensita en las muestras templa-das desde 7500 e y por una estructura casi to-talmente martensítica en las muestras templadasdesde 8300 C.

3. Valores progresivamente altos de resistencia,correspondieron a valores de Dureza Rc ascen-dentes, lo que se explica por la desapariciónprogresiva de Ferrita y la aparición cada vezmayor de Martensita.

4. La ductilidad de las muestras templadas desde lazona austenítica monofásica es muy pobre, por10 que los porcentajes de reducción de área y dealargamiento, son cercanos a cero. Estos mismosparámetros, alcanzaron valores moderadamentealtos en las muestras recocidas y en las muestrastempladas desde 7500 C.

5. Las superficies de fractura de las muestras recoci-das, presentan una morfología característica deruptura dúctil, donde una gran cantidad de cavi-dades tienden a unirse para formar cavidadesmayores. En las muestras templadas desde8300 C, y desde 7500 e, se formaron superficiesmás planas y regulares, donde hay una mezcla deaspectos de clívaje con características de fracturadúctil.

6. Las superficies de fractura en las muestras recoci-das, no presentaron cavidades asociadas a inclu-siones, mientras que en las muestras templadasse observó, particularmente en las enfriadasdesde 8300 e, la presencia de inclusiones asocia-das a cavidades formadas en zonas exclusiva-mente ferríticas.

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