universidad aut´onoma del estado de méxico facultad de ciencias

UNIVERSIDAD AUTONOMA DEL ESTADO DE MEXICO

FACULTAD DE CIENCIAS

TRATAMIENTOS TERMICOSEN UN ACERO CONVENCIONAL

PARA REPRODUCIR LA MICROESTRUCTURADE UN ACERO GRADO NUCLEAR

TESIS

QUE PARA OBTENER EL TITULO DE:

FISICO

PRESENTA:

MARICRUZ ROSALIO GIL

DIRECTORES DE TESIS:

M. EN C. CARLOS ALBERTO NOCETTI COTELODr. ALBERTO RAMIRO SANDOVAL JIMENEZ

TOLUCA - 11 de Diciembre de 2014

Dedicatoria

Dedicado a mis padres Anastacio y Matildequienes simpre estuvieron al pie del canonapesar del errores que cometi;ellos que siempre me dieron animospara seguir con este proyectoMuchas Gracias, Los AMO

Dedicado aMi esposo y mi hijo Jose Luis y Alan

ya que apesar de lo dificil que fue el caminorecorrido siempre estuvieron apoyandome

aun cuando no habia mucho tiempo de convivir con ellos.Los Amos Mucho

Dedicado aMis hermanas por el apoyo moralpero sobre todo a Judith quien con sus consejossupo siempre darme palabras de alientopara seguir adelante y no darme porvencida.Eres mi ejemplo a seguirTe Quiero Mucho

I

Agradecimientos

Agradezco al Instituto Nacional de Investigaciones Nucleares por elapoyo brindado para la realizacion de esta invetigacion; la cual se llevo acabo en el De-partamento de Tecnolognia de Materiales atraves del proyecto CA-218.

Mi agradecimiento a mis directores de tesis: M. en C. Carlos Alberto Nocetti Coteloy Dr. Alberto Ramiro Sandoval Jimenez por la asesorıa brindada para la realizacionde este proyecto y por los conocimientos brindados durante este ano de trabajo.

Agradezco al Ing. Salvador encargado del laboratorio de Tratamientos Termicos por eltiempo dedicado para la realizacion de dichos tratamientos llevados acabo durante esteano.

Agradezco al Tecnico de procesos Carlos por elapoyo brindado durante la caracterizaciondel material mediante la Microscopıa Electronica de Barrido.

Agradezco a mis amig@s por el apoyo y los consejos durante la carrera y por tantosmomentos gratos que pasamos durante cinco anos y sobre todo por estar conmigo en lasbuenas y malas: Arevalo Lara Elda Liliana, Garcia Vigueras Guadalupe Analleli, MorenoGil Nancy, Ochoa Mejıa Noemi, Quezada Rosales Fabiola; Muchas Gracias.

II

Indice general

Dedicatoria I

Agradecimientos II

Indice de figuras IV

Indice de tablas VII

Objetivo IX

1. Introduccion 1

2. Fundamentos Teoricos 22.1. Estructura Cristalina de los Metales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2

2.1.1. Estructura Cubica Centrada en el cuerpo (bcc) . . . . . . . . . . . 32.1.2. Estructura Cubica Centrada en las Caras (fcc) . . . . . . . . . . . . 32.1.3. Estructura Hexagonal Compacta (hcp) . . . . . . . . . . . . . . . . 4

2.2. Imperfecciones en las redes cristalinas . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42.2.1. Los defectos puntuales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42.2.2. Los defectos lineales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 62.2.3. Los defectos superficiales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 8

2.3. Diagrama de Fases . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 82.3.1. Diagrama de Fases Fe-C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9

2.4. Tratamientos Termicos . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 122.4.1. Recocido . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 132.4.2. Temple . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 142.4.3. Revenido . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 152.4.4. Normalizado . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 15

2.5. Transformaciones de Fase . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 162.5.1. Transformaciones Difusionales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 172.5.2. Transformaciones Adifusionales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 24

2.6. Diagramas de TTT y TEC . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 262.7. Tecnicas para Caracterizacion de Materiales . . . . . . . . . . . . . . . . . 27

2.7.1. Microscopıa Optica . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 272.7.2. Microscopıa Electronica de Barrido (MEB)[25] . . . . . . . . . . . . 292.7.3. Difraccion de Rayos X . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32

III

IV INDICE GENERAL

3. Metodologıa 353.1. Preparacion de probetas . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 353.2. Tratamientos Termicos . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 363.3. Caracterizacion de Materiales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 37

3.3.1. Microscopıa Optica . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 373.3.2. Dureza VICKERS . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 383.3.3. Microscopıa Electronica de Barrido . . . . . . . . . . . . . . . . . . 393.3.4. Difraccion de Rayos X . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39

4. Resultados 404.1. Analisis metalografico . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 404.2. Dureza Vickers . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 424.3. Microscopıa Electronica de Barrido . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 444.4. Difraccion de Rayos X . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47

5. Conclusiones 50

A. Metalografias 51

B. Analisis por EDS y Composicion Quımica 53B.1. Difractogramas de Rayos X . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59

Bibliografıa 66

Indice de figuras

2.1. Representacion de un solido amorfo y solido cristalino. . . . . . . . 22.2. Representacion esquematica de la estructura bcc. [4] . . . . . . . . 32.3. Representacion esquematica de la estructura fcc. [4] . . . . . . . . . 32.4. Representacion esquematica de la estructura hcp. [32] . . . . . . . 42.5. Defectos puntuales (vacancias). . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 52.6. Defectos puntuales (atomo intersticial). . . . . . . . . . . . . . . . . 52.7. Defectos puntuales (atomo sustitucional). . . . . . . . . . . . . . . . 62.8. Dislocacion de borde, secuencia de movimiento de la dislocacion.[14] 62.9. Dislocaciones lineales, dislocacion de tornillo.[14] . . . . . . . . . . . 72.10. Dislocaciones lineales, dislocacion mixta. . . . . . . . . . . . . . . . . 72.11. Diagrama de equilibrio de las aleaciones Hierro-Carbono (Fe-C).[4] 102.12. Estructura cristalina ortorrombica de la cementita (Fe3C). D011

es el sımbolo (Strukturbericht) de la estructura.[4] . . . . . . . . . . 112.13. Diagrama de zonas de temperatura para tratamientos termicos. . 162.14. Crecimiento de grano. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 182.15. Embrion esferico. Se crea una interface (superficie de separacion)

cuando se forma un solido a partir del lıquido. . . . . . . . . . . . . 202.16. Variacion de la energıa Libre ∆G con el radio del nucleo. . . . . . 202.17. Esquema mostrando la formacion de un nucleo sobre un sustrato

solido. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 212.18. (A) Se identifica una celda tetragonal centrada en el cuerpo (bct)en

la austenita por los ejes 〈100〉α. (B) La celda bct (izquierda) antesy (derecha) despues de la deformacion de la red (deformacion deBain) desde la austenita a la martensita.[4] . . . . . . . . . . . . . . 24

2.19. Curvas de Enfriamiento Continuo del Acero 8620. . . . . . . . . . . 272.20. Partes principales de un microscopio metalografico . . . . . . . . . 282.21. Microdurometro. Sistema optico y de medicion.[34] . . . . . . . . . 292.22. Microscopio Electronico de Barrido (MEB o SEM por sus siglas

en ingles (Scanning Electron Microscopy)). . . . . . . . . . . . . . . 302.23. Interaccion muestra-haz de electrones. . . . . . . . . . . . . . . . . . 312.24. Diagrama del sistema de formacion de imagenes en un MEB. . . . 322.25. Esquema de instrumentacion de la difraccion de R-X.[27] . . . . . 332.26. Ley de Bragg. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 332.27. Metodos de Difraccion. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 34

3.1. Secuencia de la preparacion de probetas. . . . . . . . . . . . . . . . . 363.2. Hornos utilizados para los diferentes tratamientos termicos. . . . . 37

V

VI INDICE DE FIGURAS

3.3. Microscopio optico Versament Union 6497. . . . . . . . . . . . . . . 373.4. Microdurometro Tipo M No.78363 Shimadzu. . . . . . . . . . . . . 383.5. Microscopio Electronico de Barrido JEOL JSM 6610LV. . . . . . . 393.6. Difractometro marca SIEMENS modelo D5000. . . . . . . . . . . . 39

4.1. Microestructura del acero A533 grado B clase 1 (JRQ). Aumento100X, y ataque con nital al 3 %. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40

4.2. Metalografıas. Aumento 100X, y ataque con nital al 3 %. . . . . . 414.3. Penetracion en una de las probetas. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 424.4. Representacion grafica de HV en las probetas tratadas; donde en

el cero se muestra la dureza del acero A533 grado B clase 1 (JRQ). 434.5. Dureza Vickers, Esfuerzo de Cedencia y Esfuerzo Maximo. . . . . 444.6. Comparacion de microestructuras entre el acero JRQ y las pro-

betas 6 y 8. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 454.7. Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicion

quımica, ACERO JRQ . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 454.8. Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicion

quımica, PROBETA 1 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 464.9. Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y compoicion

quımica, PROBETA 6 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 474.10. Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y compoicion

quımica, PROBETA 8 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 474.11. Difractograma del acero A533 grado B clase 1 (JRQ). . . . . . . . 484.12. Difractograma del acero 8620. Probeta 6. . . . . . . . . . . . . . . . 484.13. Difractograma del acero 8620. Probeta 8. . . . . . . . . . . . . . . . 49

A.1. Comparacion de las probetas. Aumento 100X, y ataque con nitalal 3 %. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 51



B.1. Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicionquımica. Probeta 2. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 53






B.7. Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicionquımica. Probeta 10. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 56

INDICE DE FIGURAS VII



B.10.Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicionquımica. Probeta 13. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 57



B.13.Difractograma del acero 8620. Probeta 1. . . . . . . . . . . . . . . . 59B.14.Difractograma del acero 8620. Probeta 2. . . . . . . . . . . . . . . . 59B.15.Difractograma del acero 8620. Probeta 3. . . . . . . . . . . . . . . . 60B.16.Difractograma del acero 8620. Probeta 4. . . . . . . . . . . . . . . . 60B.17.Difractograma del acero 8620. Probeta 5. . . . . . . . . . . . . . . . 61B.18.Difractograma del acero 8620. Probeta 7. . . . . . . . . . . . . . . . 61B.19.Difractograma del acero 8620. Probeta 9. . . . . . . . . . . . . . . . 62B.20.Difractograma del acero 8620. Probeta 10. . . . . . . . . . . . . . . . 62B.21.Difractograma del acero 8620. Probeta 11. . . . . . . . . . . . . . . . 63B.22.Difractograma del acero 8620. Probeta 12. . . . . . . . . . . . . . . . 63B.23.Difractograma del acero 8620. Probeta 13. . . . . . . . . . . . . . . . 64B.24.Difractograma del acero 8620. Probeta 14. . . . . . . . . . . . . . . . 64B.25.Difractograma del acero 8620 Probeta 15. . . . . . . . . . . . . . . . 65

Indice de tablas

2.1. Metodos de difraccion mas usados. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 34

3.1. Composicion quımica- % promedio del acero 8620 y del aceroA533 Grado B Clase 1 (JRQ). . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35

3.2. Tabla de los tratamientos termicos aplicados a las probetas. . . . . 36

4.1. Dureza Vickers. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 424.2. Dureza Vickers (HV), Esfuerzo de Cedencia (YS) y Esfuerzo

Maximo (TS). . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 434.3. Comparacion de las propiedades mecanicas entre el acero 8620 y

del acero A533 Grado B Clase 1 (JRQ). . . . . . . . . . . . . . . . . 444.4. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de el acero JRQ. . 464.5. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 1. . 464.6. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 6. . 464.7. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 8. . 47

B.1. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 2. . 53B.2. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 3. . 54B.3. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 4. . 54B.4. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 5. . 55B.5. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 7. . 55B.6. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 9. . 55B.7. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 10. 56B.8. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 11. 56B.9. Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 12. 57B.10.Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 13. 57B.11.Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 14. 58B.12.Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 15. 58

VIII

Objetivo

Establecer las condiciones de trataminetotermico que reproduzcan en un acero

comercial, la microestructura y la durezade un acero JRQ.

IX

Capıtulo 1

Introduccion

Los aceros ferrıticos empleados en la fabricacion de las vasijas presurizadas de reac-tores nucleares de agua hirviente (Boiling Water Reactor BWR por sus siglas en ingles)sufren degradacion en sus propiedades mecanicas debido al dano originado por los flujosneutronicos de alta energıa mayores a un Mega electron volt (E > 1MeV ) generados enel nucleo del reactor.

Los materiales con los que se construyen las vasijas presurizadas de reactores nuclearesrefrigerados con agua ligera corresponden a aceros ferrıticos de baja aleacion. El efectode la irradiacion neutronica sobre estos aceros se manifiesta como un incremento en ladureza, resistencia mecanica, con la consecuente disminucion en la ductilidad, tenacidadde la fractura y un incremento en la temperatura de transicion ductil-fragil. La vida deun reactor nuclear BWR es de 40 anos, su diseno debe considerar suficiente margen de se-guridad ya que experimentara esfuerzos de presion durante su operacion, mantenimiento yprueba en condiciones de accidentes postulados. Se necesita que bajo estas condiciones, lavasija se comporte de forma ductil y que la probabilidad de que una fractura se propaguesea mınima.[1]

Las vasijas de los reactores nucleares de agua ligera tienen una microestructura bainıta.En especıfico, las vasijas de los reactores de la Central Nuclear de Laguna Verde, Ver-acruz estan hechas de un acero ASTM A 533 Grado B Clase 1. Actualmente, se estanllevando a cabo pruebas de soldadura para la construccion de una maqueta de un reactorBWR, sin embargo, el utilizar un acero grado nuclear como el ASTM A 533 para llevara cabo algunas de las pruebas de soldadura, resulta muy costoso; realizarlas en un mate-rial convencional proporciona informacion basica. Aunque la microestructura presente enel material convencional no corresponde exactamente a la del material grado nuclear, sepuede tomar de referencia.

Por lo anterior, se propone llevar a cabo un estudio experimental para establecer eltratamiento termico que reproduzca la microestructura de un acero grado nuclear, en unacero convencional. Las propiedades resultantes de las muestras de acero convencionalseran comparadas con las de un acero JRQ, que es un acero ASTM A 533 Grado B Clase1 proporcionado por el Organismo Internacional de la Energıa Atomica (OIEA).[2]

1

Capıtulo 2

Fundamentos Teoricos

Los materiales se pueden clasificar en funcion de la disposicion atomica o molecular,en solidos cristalinos y amorfos. Si existe una disposicion regular de los atomos que dalugar a un patron que se repite en las tres direcciones del espacio se dice que el solidoes cristalino, y si no existe este patron definido se dice que se trata de un solido amorfofigura 2.1. En el primer caso se dice que el material tiene orden de largo alcance, y en elsegundo caso orden de corto alcance.

Figura 2.1: Representacion de un solido amorfo y solido cristalino.

2.1. Estructura Cristalina de los Metales

Tal como se define en terminos generales la estructura cristalina es la disposicionde los atomos o moleculas en el estado solido. Estructura cristalina tambien implica laconsideracion de defectos o anomalıas, en los arreglos atomicos. La disposicion colectivade estos atomos en una escala mucho mayor que la del atomo individual se conoce comola estructura del material.[3]Podemos decir, que los patrones tridimensionales que sigue la disposicion atomica puedendelimitarse a siete sistemas cristalinos y 14 redes de Bravais puntuales. Los sistemascristalinos tienen caracterısticas especıficas que determinan el empaquetamiento atomicoy la densidad del material. El patron que se repite en la estructura cristalina se denominacelda unitaria. Esta se caracteriza por tres vectores de translacion a, b y c y los angulosα, β y γ entre los ejes, denominandose constantes reticulares o parametros de la red. Lamayorıa de los metales cristalizan en una de estas estructuras cristalinas: cubica centradaen cuerpo (bcc), cubica centrada en caras (fcc) y Hexagonal compacta (hcp).

2

2.1. ESTRUCTURA CRISTALINA DE LOS METALES 3

2.1.1. Estructura Cubica Centrada en el cuerpo (bcc)

Esta estructura recibe la designacion de I y en ella todos los ejes son iguales a = b = cy sus angulos son de 90◦ como se puede ver en la figura 2.2. El parametro reticular esa. Sı se coloca un atomo en cada punto de la red de Bravais cubica centrada en cuerpo,se tienen 8 atomos en los vertices y uno en el interior. El atomo central toca a todos losatomos de los vertices a traves de la diagonal del cubo. Este n◦ de atomos que tocan alatomo central son los vecinos inmediatos y es lo que se denomina n◦ de coordinacion. Porconsiguiente esta estructura tiene un No. de cordinacion igual a 8.El No. de atomos por celda unidad sera: NCCC = NI + NC/2 + NV/8 = 2; siendo NIel no de atomo internos, NC, el n◦ de atomos en las caras y NV, el n◦ de atomos en losvertices. El parametro reticular puede determinarse a traves del radio atomico, teniendoen cuenta que los atomos se unen a traves de la diagonal de cubo; entonces :a = 4r ;donde a es el parametro reticular y r es el radio atomico.

Figura 2.2: Representacion esquematica de la estructura bcc. [4]

2.1.2. Estructura Cubica Centrada en las Caras (fcc)

Se designa con la letra F. Todos los ejes unitarios son iguales y sus angulos son de90o, siendo el parametro reticular a esto lo podemos ver en la figura 2.3 . Si se coloca unatomo en cada punto de la red de Bravais cubica centrada en caras, se tendran 6 atomosen los seis centros de caras, ademas de los 8 de los vertices.El numero de atomos por celda unidad es 4, estando estos en contacto a traves de ladiagonal de la cara, de donde se obtiene la relacion con el parametro de red.

Figura 2.3: Representacion esquematica de la estructura fcc. [4]

4 CAPITULO 2. FUNDAMENTOS TEORICOS

2.1.3. Estructura Hexagonal Compacta (hcp)

La estructura es la que puede verse en la figura 2.4 . Se trata de una red simple deBravais, con otro atomo situado en el punto (1/3, 2/3, 1/2) o (2/3, 1/3, 1/2). Los parame-tros reticulares de la celda unitaria son a1, a2 y c, donde a1 = a2 6= c y α = β = 90o

y γ = 120o. Sin embargo aunque esta sea la celda unitaria primitiva es difıcil ver lascaracterısticas de la hcp utilizandola, por ello lo que se hace habitualmente es unir tres deellos para formar un hexagono. Ası se puede decir, que la hexagonal compacta posee unatomo en cada vertice, uno en cada centro de base y tres situados en un plano intermedioen los orto centros de tres de los seis triangulos equilateros, alternandose. El numero decoordinacion es 12. Los planos superior e inferior se denominan planos basales y las carasson los planos prismaticos.Los atomos basales estan todos en contacto y los de la segunda capa se situan en lasdepresiones de los primeros y por ultimo la capa basal superior los atomos se situan en lamisma posicion que los de la capa inferior. Luego la secuencia de apilamiento es ABAB....yel numero de atomos de la celda unitaria primitiva es 2, luego el hexagono que tomamostendra 6 atomos.Los atomos estan en contacto a lo largo de los ejes unitarios a1 y a2, por tanto uno de losparametros reticulares es a1 = a2 = 2r. Podemos determinar el otro parametro reticularc, si advertimos que el atomo que se encuentra dentro de la celda simple estan en contactocon los atomos del plano basal y por tanto la distancia interatomica tambien es 2r = a

Figura 2.4: Representacion esquematica de la estructura hcp. [32]

2.2. Imperfecciones en las redes cristalinas

Los solidos cristalinos presentan un arreglo tridimensional. En un cristal perfecto todoslos “nodos” estan ocupados por atomos, pero tanto en los elementos puros como en lassoluciones solidas existen imperfecciones, las cuales, en su forma original se clasifican enpuntuales, lineales y de superficie[5].

2.2.1. Los defectos puntuales

Son sitios vacantes, atomos intersticiales, atomos sustitucionales.

2.2. IMPERFECCIONES EN LAS REDES CRISTALINAS 5

Vacancias

Una vacancia se produce cuando falta un atomo en un sitio normal, figura 2.5. Estasse crean en el cristal durante la solidificacion a altas temperaturas o como consecuencia dedanos por radiacion. A temperatura ambiente aparecen muy pocas vacancias, pero estasse incrementan de manera exponencial conforme se aumenta la temperatura.

Figura 2.5: Defectos puntuales (vacancias).

Atomos intersticiales

Se forma cuando se inserta un atomo adicional en una posicion normalmente deso-cupada dentro de la estructura cristalina. Los atomos intersticiales, aunque mucho maspequenos que los atomos localizados en los puntos de la red, aun ası son mayores que lossitios intersticiales que ocupan; en consecuencia, la red circundante aparece comprimiday distorsionada estos se puede observar en la figura 2.6. Los atomos intersticiales comoel hidrogeno a menudo estan presentes en forma de impurezas; los atomos de carbonose agregan al hierro para producir acero. Una vez dentro del material, el numero deatomos intersticiales en la estructura se mantiene casi constante, incluso al cambiar latemperatura.

Figura 2.6: Defectos puntuales (atomo intersticial).

Atomos sustitucionales

Se crea cuando se reemplaza un atomo por otro de un tipo distinto. El atomo susti-tucional permanece en la posicion original. Cuando estos atomos son mayores que losnormales de la red, los atomos circundantes se comprimen; si son mas pequenos, los ato-mos circundantes quedan en tension. En cualquier caso, el defecto sustitucional distorsionala red circundante, ver figura 2.7. Igualmente, se puede encontrar el defecto sustitucionalcomo una impureza o como un elemento aleante agregado deliberadamente y, una vez in-troducido, el numero de defectos es relativamente independiente de la temperatura. Unavacancia y un intersticio forman un defecto Frenkel.


Figura 2.7: Defectos puntuales (atomo sustitucional).

Importancia de los defectos puntuales

Los defectos puntuales alteran el arreglo perfecto de los atomos circundantes, distorsio-nando la red a lo largo de quizas cientos de espaciamientos atomicos, a partir del defecto.Una dislocacion que se mueva a traves de las cercanıas generales de un defecto puntualencuentra una red en la cual los atomos no estan en sus posiciones de equilibrio. Estaalteracion requiere que se aplique un esfuerzo mas alto para obligar a que la dislocacionvenza al defecto, incrementandose ası la resistencia del material.

2.2.2. Los defectos lineales

El concepto de dislocacion en un cristal fue introducido, cada uno por separado, porPolanyi, Rowan y Taylor, en 1934. Las dislocaciones son imperfecciones lineales en unared que de otra forma serıa perfecta. Generalmente se introducen en la red durante elproceso de solidificacion del material o al deformarlo.Las dislocaciones son defectos cuyomovimiento produce deformacion plastica de cristales a esfuerzos por debajo de la resisten-cia de corte de un cristal perfecto. Cuando una dislocacion se deforma y crece en forma dearco por esfuerzos aplicados, y aparecen otras en la posicion original deformandose tam-bien se forma una fuente de dislocaciones; se denomina fuente de Frank-Read. Podemosidentificar dos tipos de dislocaciones: la dislocacion de tornillo, la dislocacion de borde. ymixta.

Dislocacion de Borde o Cuna

Formada por un plano extra de atomos en el cristal, el vector de Burgers es perpen-dicular al plano que contiene la dislocacion y paralelo al plano de deslizamiento. Existeuna interaccion fuerte entre dislocaciones de borde o cuna de tal manera que se puedenllegar a aniquilar.

Figura 2.8: Dislocacion de borde, secuencia de movimiento de la dislo-cacion.[14]

2.2. IMPERFECCIONES EN LAS REDES CRISTALINAS 7

Dislocacion de Tornillo

Se llama ası debido a la superficie espiral formada por los planos atomicos alrededorde la lınea de dislocacion y se forman al aplicar un esfuerzo cizallante. La parte superiorde la region frontal del cristal desliza una unidad atomica a la derecha respecto a la parteinferior. En este caso, el vector de Burgers es paralelo al plano que contiene la dislocaciony perpendicular al plano de deslizamiento.

Figura 2.9: Dislocaciones lineales, dislocacion de tornillo.[14]

Dislocacion Mixta

Las dislocaciones mixtas tienen componentes tanto de borde como de tornillo, con unaregion de transicion entre ambas. El vector de Burgers, sin embargo, se conserva igual paratodas las porciones de la dislocacion mixta.

Figura 2.10: Dislocaciones lineales, dislocacion mixta.

Importancia de las Dislocaciones

El proceso de deslizamiento es de particular utilidad para entender el comportamientomecanico de los metales. En primer termino, el deslizamiento explica por que la resisten-cia de los metales es mucho menor que el valor predecible a partir del enlace metalico. Si


ocurre el deslizamiento, solo es necesario que se rompa en algun momento una pequenafraccion de todas las uniones metalicas a traves de la interfase, por lo que la fuerza requeri-da para deformar el metal resulta pequena. Segundo, el deslizamiento le da ductilidad a losmetales. Si no hay dislocaciones presentes, una barra de hierro serıa fragil; los metales nopodrıan ser conformados utilizando los diversos procesos, que involucran la deformacionpara obtener formas utiles, como la forja. En tercer lugar, controlamos las propiedadesmecanicas de un metal o aleacion al interferir el movimiento de las dislocaciones. Un ob-staculo introducido en el cristal impedira que en una dislocacion se deslice, a menos queapliquemos mayor fuerza. Si es necesario aplicar una fuerza superior, entonces el metalresulta ser mas resistente. Estos obstaculos pueden ser defectos puntuales o borde de gra-no. En cuarto lugar, se puede prevenir el deslizamiento de las dislocaciones disminuyendoel tamano de grano o introduciendo atomos de diferente tamano, que son las aleaciones.En los materiales se encuentran enormes cantidades de dislocaciones. La densidad de dis-locaciones, o la longitud total de dislocaciones por unidad de volumen, generalmente seutiliza para representar la cantidad de dislocaciones presentes. Densidades de dislocacionde 10−6cm/cm3 son tıpicas en los metales mas suaves, en tanto que se pueden conseguirdensidades de hasta 10−12cm/cm3deformando el material.

2.2.3. Los defectos superficiales

Los defectos superficiales son: fronteras o lımites de grano (de bajo angulo). El lımitede grano es una zona estrecha en la cual los atomos no estan uniformemente separados, osea que hay atomos que estan muy juntos causando una compresion, mientras que otrosestan separados causando tension. De cualquier forma los limites de grano son areas dealta energıa y hace de esta region una mas favorable para la nucleacion y el crecimientode precipitados.

2.3. Diagrama de Fases

Una fase en un material y en terminos de microestructura, es una region que difiere deotra en estructura y/o composicion. Los diagramas de fase son representaciones graficasa varias temperaturas, presiones y composiciones de las fases que estan presentes en unsistema de materiales. La mayorıa de los diagramas de fases han sido construidos mediantecondiciones de equilibrio y tanto ingenieros como cientıficos los utilizan para entender ypredecir muchos aspectos del comportamiento de los materiales. Parte de la informacionmas importante que se puede obtener a partir de los diagramas de fases estriba en laposibilidad de:

Mostrar que fases estan presentes a diferentes composiciones y temperaturas encondiciones de enfriamiento lento (equilibrio).

Indicar la solubilidad en estado solido y equilibrio de un elemento (o bien un com-puesto) en otro.

Indicar la temperatura a la cual una aleacion que ha enfriado en condiciones deequilibrio comienza a solidificarse ası como el rango de temperatura en el cual ocurrela solidificacion.

2.3. DIAGRAMA DE FASES 9

Indicar la temperatura a la cual comienzan a fundirse las diferentes fases.[7]

2.3.1. Diagrama de Fases Fe-C

Las aleaciones de hierro y carbono que contienen desde una pequena cantidad (aprox-imadamente un 0,003 %) a un 1, 2 % de carbono y de un 0, 25 a un 1 % de manganeso;ası como menores cantidades de otros elementos reciben el nombre de aceros ordinariosal carbono o al carbono o de bajo de carbono.En el diagrama de fases Fe-Fe3-C de la figura 2.11 se muestran las fases presentes enlas aleaciones Fe-C enfriadas muy lentamente, a varias temperaturas y composiciones dehierro con porcentajes de carbono de hasta 6,67 %. Este diagrama de fases no es un dia-grama de equilibrio verdadero ya que el compuesto carburo de hierro (Fe3C) que se haformado no es una verdadera fase de equilibrio. En ciertas condiciones el Fe3C se llamacementita puede descomponerse en las fases mas estables del hierro y el carbono (grafito).Sin embargo, en la mayor parte de las condiciones practicas, el Fe3C es muy estable y, porlo tanto, sera tratado como una fase de equilibrio. [7] En la figura 2.11 se observan tam-bien las formas alotropicas del hierro puro, a distintas temperaturas, que acontinuacionse describen:

Ferrita α, una estructura cristalina cubica centrada en el cuerpo (bcc). Hay un to-tal de dos atomos por celda unitaria. El parametro de red de la fase Feα a temperaturaambiente es 2,86A(0,286nm); dicha fase esta presente por debajo de la temperatura de911oC.Otra caracterıstica es que el hierro alfa no disuelve practicamente en carbono, teniendocomo punto de maxima solubilidad a T = 723oC (0.02 %).La diferencia de empaquetamiento atomico entre Fe α y Fe γ es la que provoca la expan-sion volumetrica que ocurre cuando el Fe γ transforma a Fe α durante el enfriamiento.

Fase austenita (γ ), tambien pertenece al sistema cubico, pero con la red centrada enlas caras (fcc); disuelve practicamente en carbono, creciendo la solubilidad desde 0.85 %a 723oC hasta 1.76 % a 1130oC para decrecer hasta 0.12 % a 1487oC y es una variedadde Fe amagnetico, esta presente de 910oC a 1400oC. Hay un total de cuatro atomos porcelda unitaria:uno por los vertices de las celdas, tres por los de las caras, medio atomopor cada cara, dado que estos son compartidos por dos celdas vecinas, por las seis carasresultan tres atomos. El parametro de red de la austenita es de 3,56A(0,356nm), mayorque la ferrita. Sin embargo, la estructura compacta y los cuatro atomos por celda unitariahacen que la densidad de la austenita sea mayor que la de la ferrita.

Ferrita δ, una estructura cristalina cubica centrada en el cuerpo (bcc) que es crista-lograficamente identica al Fe α. La ferrita δ se forma a una temperatura cercana a ladel punto de fusion del Fe (en un rango de 1392oC y 1539oC), su maxima solubilidad decarbono es 0.007 % a 1487oC. A partir de 1537oC se inicia la fusion del Fe puro.Es generalmente solo de interes academico ya que en los tratamientos termicos de losaceros al carbono, esta se reemplaza por la austenita a baja temperatura, siendo estaultima estructura la del comienzo de dichos procesos. Sin embargo, a causa de que laferrita δ es la primera fase que se forma durante la solidificacion de los lingotes de Fe y


Figura 2.11: Diagrama de equilibrio de las aleaciones Hierro-Carbono (Fe-C).[4]

2.3. DIAGRAMA DE FASES 11

acero y en las soldaduras, se le puede asociar con modelos de segregacion interdendrıticao gradientes de concentracion de aleantes y/o elementos de impurezas. El trabajado encaliente y la homogeneizacion de los aceros en el rango austenıtico generalmente reducensignificativamente la segregacion producida durante la solidificacion.

La cementita o carburo de hierro (Fe3C), es la fase que se forma cuando se excedela solubilidad del C en la ferrita y en la austenita y es significativamente diferente de lassoluciones solidas intersticiales descritas previamente. La cementita es un compuesto conuna relacion especıfica de un atomo de C a tres atomos de Fe y es llamada frecuentementeFe3C. Contiene 6.67 % C y podrıa existir como una fase simple solo en una aleacion deesa composicion, en contraste con la ferrita o la austenita, las cuales pueden existir comouna fase simple en una aleacion en un rango de contenido de C.La cementita es ortorrombica, con un parametro de red a = 0,452nm, b = 0,509nm yc = 0,674nm. Esta celda unitaria contiene doce atomos de Fe y cuatro atomos de C. Lasposiciones de los atomos de C y Fe relativas a los ejes de la celda unitaria de la cementitase muestran esquematicamente en la figura 2.5.2. [9]

Figura 2.12: Estructura cristalina ortorrombica de la cementita (Fe3C). D011

es el sımbolo (Strukturbericht) de la estructura.[4]

La perlita Es el producto de la reaccion eutectoide ocurriendo bajo condiciones deequilibrio a una temperatura de 727oC y con una composicion de 0.77 %C; los reactantesson la ferrita (0.025 %C) y la cementita (6.69 %C), y por otra parte la austenita con0.77 %C. La estructura perlıtica esta formada por laminas alternadas de ferrita y cemen-tita; la microestructura se caracteriza por colonias de laminas de varias orientaciones yespaciado. La variacion en el espaciado de las laminas de cementita en diferentes areaspuede deberse en parte a reacciones de engrosamiento.

La martensita es una fase presente de los aceros templados, formada por una solucionsolida sobresaturada de carbono que se obtiene por enfriamiento rapido; sus propiedadesquımicas varıan con su composicion, aumentando su dureza resistencia y fragilidad conel contenido de carbono y su estructura tetragonal de cuerpo centrado (bct). Las dosmorfologıas principales de la martensita son laminas y placas, se desarrollan en los acerosal carbono termicamente tratables. La designacion de lamina (o listones o en ingles, lath)se usa para describir la forma en liston de las unidades de martensita que se forman enaceros de bajo y medio C, mientras que la designacion de placa (o acicular o en ingles,plate) describe adecuadamente la forma de la martensita que se presenta en los aceros conalto contenido de C. Los terminos lamina o placa se refieren a las formas tridimension-ales de los cristales individuales de martensita. En muestras metalograficas, las secciones


transversales de las laminas o las placas se revelan por pulido y ataque. Generalmente,estas secciones transversales apareceran con forma de aguja o acicular, y estos ultimosadjetivos se utilizan frecuentemente para describir la microestructura de la martensita.

La bainita toma varias formas. En aceros de medio y alto carbono, de manera simi-lar a la perlita, la bainita es una mezcla de ferrita y cementita y, por lo tanto, dependede la particion del carbono entre la ferrita y la cementita controlada por difusion. Sinembargo, a diferencia de la perlita, la ferrita y la cementita estan presentes en arreglosno laminares. Analogamente a la martensita, la ferrita de las microestructuras bainıticaspuede aparecer como cristales aciculares similares a los cristales de forma de laminas oplacas de la martensita. Se han identificado dos morfologıas principales de la ferrita y lacementita en las microestructuras bainıticas y en vista de los dos rangos de temperaturaa los cuales se forman, Mehl en 1939 designo los tipos como bainita superior y bainitainferior.La bainita superior se forma en el rango de temperaturas justo debajo de donde seforma la perlita, tıpicamente debajo de 500oC. Las microestructuras de las bainitas su-periores se desarrollan en paquetes de cristales paralelos de ferrita que crecen a traves delos granos austenıticos produciendo una apariencia de bloque.La bainita inferior se compone de grandes placas de ferrita que se forman de manerano paralela entre ellas y, analogamente a la martensita en placas, se caracterizan comoaciculares.Los carburos en las placas de ferrita de la bainita inferior son los responsables de laapariencia oscura pero son demasiado finos como para ser resueltos en el microscopiooptico.[8][4]

2.4. Tratamientos Termicos

El objetivo que se persigue con los tratamientos termicos es mejorar o modificar laspropiedades de los metales o aleaciones, mediante alteraciones en su estructura, es de-cir, por transformaciones de fase, con el fin de que gracias a las propiedades adquiridaspuedan desempenar con garantıas los trabajos a que han de ser destinadas. Las carac-terısticas mecanicas de un material dependen tanto de su composicion quımica como dela estructura cristalina que tenga. Los tratamientos termicos modifican esa estructuracristalina sin alterar la composicion quımica, dando a los materiales unas caracterısticasmecanicas concretas, mediante un proceso de calentamientos y enfriamientos sucesivoshasta conseguir la estructura cristalina deseada [10][16][17]. Entre estas caracterısticasestan:

H Resistencia al desgaste: Es la resistencia que ofrece un material a erosionarse cuandoesta en contacto de friccion con otro material.

H Tenacidad: Es la capacidad que tiene un material de absorber energıa sin producirfisuras (resistencia al impacto).

H Maquinabilidad: Es la facilidad que posee un material de permitir el proceso demecanizado por arranque de viruta.

2.4. TRATAMIENTOS TERMICOS 13

H Dureza: Es la resistencia que ofrece un material para dejarse penetrar. Se mide enunidades Brinell (HB), unidades Rockwel C (HRC), Vickers (HV), etc.

La propiedad de tener diferentes morfologıas con la misma composicion quımica se lla-ma polimorfismo y es la que justifica los tratamientos termicos. Tecnicamente el polimor-fismo es la capacidad de algunos materiales de presentar distintas estructuras cristalinas,con una unica composicion quımica, el diamante y el grafito son polimorfismos del car-bono. La α-ferrita, la austenita y la δ-ferrita son polimorfismos del hierro. La propiedad enun elemento quımico puro se denomina alotropıa. Por lo tanto las diferentes estructuras degrano pueden ser modificadas, obteniendo ası aceros con nuevas propiedades mecanicas,pero siempre manteniendo la composicion quımica. Estas propiedades varıan de acuerdo altratamiento que se le de al acero dependiendo de la temperatura hasta la cual se lo calientey de como se enfrıa el mismo. La forma que tendra el grano y los micro-constituyentesque compondran al acero, sabiendo la composicion quımica del mismo (esto es porcentajede Carbono y Hierro (Fe3)) y la temperatura a la que se encuentra, se puede ver en elDiagrama Hierro Carbono. Los tratamientos termicos han adquirido gran importancia enla industria en general, ya que con las constantes innovaciones se van requiriendo met-ales con mayores resistencias tanto al desgaste como a la tension. Tratamientos termicosimportantes para el acero son:

♣ Recocido

♣ Temple

♣ Revenido

♣ Normalizado

2.4.1. Recocido

Consiste en calentar el acero a una cierta temperatura y a continuacion someterlo aun enfriamiento muy lento (por lo general se deja que el material se enfrie dentro de lamufla o recubriendolas de arena o cenizas calientes). El recocido se aplica al acero paraablandar y afinar el grano, eliminar tensiones, proporcionarle ductilidad, maleabilidad yla acritud producida por la conformacion del material en frıo[30]. Existen diferentes tiposde Recocido de los que destacamos los siguientes:Recocido de Regeneracion: Tiene por objeto afinar el grano de los aceros sobrecalen-tados.Recocido Globular: Se efectua para lograr una mas facil deformacion en frıo.Recocido contra la acritud: Para recuperar las propiedades perdidas en la deformacionen frıo (acritud).Recocido de Ablandamiento: Cuando hay que mecanizar piezas templadas con ante-rioridad (Ta superior a la crıtica Ac3).Recocido de Estabilizacion: Elimina las tensiones internas de las piezas trabajadas enfrıo.Recocido Isotermico: Para mejorar la maquinabilidad de las piezas estampadas encaliente.Doble Recocido: Para lograr una estructura mecanizable en aceros de alta aleacion.


2.4.2. Temple

El temple es un tratamiento que tiene por objeto endurecer y aumentar la resistenciadel acero. Despues del temple siempre debe de hacerse la operacion de revenido para elim-inar y suavizar las tensiones internas creadas durante el tratamiento anterior. El templeconsiste en calentar el acero a una temperatura suficientemente elevada como para trans-formarlo en austenita; seguido de un enfriamiento adecuado para transformar la austenitaen martensita. El temple nunca constituye un tratamiento final debido a que la estructuramartensıtica obtenida, pese a ser muy dura, es al mismo tiempo muy fragil. Por este mo-tivo, una vez realizado el templado, se le somete a tratamiento termico de revenido conobjeto de obtener una estructura mas ductil y tenaz. El tratamiento completo de templemas revenido se llama bonificado que es un tratamiento adecuado para los aceros aleadoso aquellos con un alto contenido de carbono. Se denomina templabilidad a la capacidadde penetracion del temple que tienen los aceros; la templabilidad depende fundamental-mente del espesor de la pieza y de la calidad del acero (composicion quımica). Una piezade mucho espesor y de acero al carbono se puede decir que tiene poca templabilidad ypor lo tanto su interior no quedara templado aunque el exterior lo este. Sin embargo, estamisma pieza pero de acero aleado quedara totalmente templada en todo su espesor y porconsiguiente se denominara acero de alta templabilidad[29][11]. Al realizar el temple hayque tener en cuenta los siguientes factores que influyen en el mismo:

♠ Composicion del acero.

♠ Diferencia de masas.

♠ Temperatura y tiempo de calentamiento.

♠ Tipo de horno (proteccion o no), sales, vacıo, etc.

♠ Velocidad de enfriamiento.

♠ Medios de enfriamiento.

Existen diferentes tipos de temple de los cuales destacamos:Temple continuo completo Se aplica a los aceros hipoeutectoides (con un contenido encarbono inferior al 0,9 %). Se caliente la pieza hasta la temperatura de temple y seguida-mente se enfrıa en el medio adecuado (puede ser agua, aceite, sales o aire) el constituyenteobtenido es la martensita. La martensita es el constituyente de los aceros cuando estosestan templados, es magnetica y tiene una dureza de 50-60 Hrc.

Temple continuo Incompleto Se aplica a los aceros hipereutectoides (con un con-tenido en carbono superior al 0,9 %). Se calienta la pieza hasta la temperatura indicada,con lo cual la perlita se transforma en austenita quedando intacta la cementita. Despuesde enfriar la pieza adecuadamente, la estructura resultante estara compuesta de martensi-ta y cementita. La perlita es un compuesto formado por ferrita y cementita, en los acerosordinarios la perlita tiene una dureza de 200-250 unidades Brinell. La ferrita es hierro casipuro, normalmente lleva impurezas de Si y P (Silicio y Fosforo). Es el componente masblando del acero con una dureza de 90 unidades Brinell. La cementita es el componentemas duro de los aceros con una dureza superior a las 60 unidades Rockwell C, y por

2.4. TRATAMIENTOS TERMICOS 15

consiguiente es fragil. La cementita es Carburo de Hierro (Fe3C).

Temple escalonado (Isometrico)o Austempering Consiste en calentar el acero ala temperatura adecuada y mantenerlo hasta que se transforme en Austenita, seguida-mente se enfrıa a una temperatura uniforme en un bano de sales hasta que la Austenitase transforme en Bainita. Los resultados de este temple en las piezas son satisfactorios.La Austenita es basicamente una solucion solida de Fe3C, es ductil y tenaz, blanda y re-sistente al desgaste con una dureza Brinell de 300 unidades. La Bainita esta formada poruna mezcla difusa de Ferrita y Cementita, que se obtiene al transformar isometricamentela Austenita a una temperatura 250oC − 500oC.

Temple escalonado (Isometrico)o Martempering Se sigue el mismo proceso queel temple Austempering con la diferencia de que la temperatura del bano de enfriamientoesta situado sobre 250oC.

Temple superficial. Se basa en un calentamiento superficial muy rapido de la piezay un enfriamiento tambien muy rapido, de manera que solo una capa de la misma alcanzala Austenizacion. Ası se consigue que el nucleo de la pieza quede blando y tenaz, la su-perficie exterior queda dura y resistente al rozamiento. Este tipo de temple es empleadopara endurecer superficies de piezas de gran tamano, como por ejemplo: Bancadas demaquinas, Guıas de carros deslizantes, etc.

2.4.3. Revenido

Este tratamiento termico es el que le sigue al temple con el objeto de eliminar la fragili-dad y las tensiones creadas en la pieza. Consiste en calentar las piezas a una temperaturainferior a la de temple con el fin de que la martensita se transforme en una estructuramas estable terminando con un enfriamiento mas bien rapido pero que siempre depen-dera del tipo de material. Las temperaturas del revenido ası como el numero de veces quese debe realizar dicha operacion vendran determinada en funcion del grafico que indiqueel proveedor del material.Los factores que mas influyen en el resultado del revenido son la temperatura y el tiempode calentamiento a que se somete la pieza. Hay que tener en cuenta que el revenido esimportantısimo para conseguir una buena tenacidad en las piezas. Debe elegirse cuida-dosamente para no incidir en zonas de baja fragilidad (Fragilidad de Revenido)[11].

2.4.4. Normalizado

Es un tratamiento termico en el que se calienta el acero en la region austenitica hasta50o−60o por encima de Ac3 y luego se enfrıa en aire estatico. Los objetivos para los que serealiza el proceso de normalizacion varıan en cada caso. Entre ellos se encuentran: Refinode la estructura granular. Incremento en la resistencia del acero (en comparacion con elacero recocido). Reducir la segregacion de composiciones en coladas, forjadas y mantenerası mayor uniformidad estructural[31].


(a) Esquema de unaustempering.

(b) Esquema de unmartempering.

(c) Porcion del diagrama Fe-C con los rangos de tem-peratura para el recocido completo (full annealing),normalizado (normalizing), trabajado en caliente yhomogeneizado (hot working and homogenizing).

Figura 2.13: Diagrama de zonas de temperatura para tratamientos termicos.

2.5. Transformaciones de Fase

Las transformaciones de fase consisten en el cambio en la naturaleza de la fase o enel numero de fases, como el resultado de la variacion de condiciones impuestas desde elexterior tales como temperatura, presion, campos electricos, magneticos, tensiones, ra-diacion.[18]

Estas transformaciones se producen por cambios debidos a la temperatura, composiciony deformacion. Es la variacion de la composicion (anadir elementos de aleacion) la formamas importante de modificar las propiedades de un metal puro. Sin embargo y estable-ciendo que tengamos ya una composicion determinada son los tratamientos termicos laforma mas comun de modificar estas. En esta seccion se describe como los tratamientos

2.5. TRANSFORMACIONES DE FASE 17

termicos pueden cambiar las fases presentes en un sistema de aleacion o bien cambiar, laforma, tamano y distribucion y con ello las propiedades que les hacen utiles. Las trans-formaciones se pueden clasificar como difusionales y sin difusion o adifusionales . Dentrode las difusionales se encuentran:

? Recristalizacion.

∝ Crecimiento de grano.

∝ Nucleacion.

~ Homogenea.

~ Heterogenea.

? Reaccion Eutectoide.

? Reaccion de Precipitacion.

? Reaccion de Ordenacion.

? Reaccion de Masiva.

? Reaccion de Polimorfica (monofasica).

? Reaccion Bainıtica.

Por ultimo y ya dentro de las transformaciones sin difusion se explica la transformacionmartensıtica.

2.5.1. Transformaciones Difusionales

Recristalizacion

Este se produce cuando en un metal al que se le ha sometido a un proceso de deforma-cion plastica (laminacion, extrusion, forja, trefilado, etc.) se le somete a un tratamientotermico de calentamiento a temperaturas altas, y como consecuencia de ello el materialexperimenta una transformacion en estado solido, sin cambio de fase, en la que la estruc-tura deformada, recristaliza, formando nuevos granos libres de deformacion.Factores que influyen en la recristalizacionLa recristalizacion se produce por procesos de nucleacion y crecimiento y como todos estosprocesos comienzan lentamente, llega a una velocidad de reaccion maxima, despues de lacual termina con lentitud. La recristalizacion esta regida por las leyes basicas de Burke yTurnbull que las podemos resumir en estos puntos:

� Es necesario un mınimo de deformacion para iniciar la recristalizacion ya que lafuerza motriz es la energıa almacenada.

� Cuanto menor es la cantidad de deformacion, mayor es la temperatura requeridapara la recristalizacion.

� Un aumento del tiempo de recocido disminuye la temperatura necesaria para larecristalizacion.


� El tamano de grano recristalizado es funcion del grado de deformacion y en menorextension de la temperatura de recocido, siendo este menor a mayor grado de de-formacion y menor temperatura de recocido.

� Cuanto mayor es el tamano de grano original, mayor es la cantidad de deformacionen frıo que es necesaria para obtener un tiempo y temperatura de recristalizaciondeseado.

� La cantidad de trabajo en frıo requerido para dar un endurecimiento apreciableaumenta con la temperatura de trabajado.

A partir de estas leyes podemos establecer que los factores mas importantes que influyenen el proceso de recristalizacion, son la temperatura y el tiempo de recristalizacion. Cuan-to mayor es la temperatura menor es el tiempo para completar la recristalizacion.

Crecimiento de granoLos granos libres de deformacion continuan creciendo si la muestra metalica es dejada ala temperatura elevada, fenomeno que se denomina crecimiento de grano. El crecimientodel grano, no esta necesariamente precedido por la recristalizacion; puede ocurrir en todoslos materiales policristalinos, tanto metales como ceramicas.Existe una energıa asociada con los lımites de grano; a medida que el grano crece entamano, el area total de lımite disminuye, produciendo una reduccion en la energıa total;esta es la fuerza motriz para el crecimiento del grano.El crecimiento del grano se produce por la migracion de los lımites de grano, no todoslos granos pueden crecer, pero algunos crecen a expensas de otros que se encojen. Ası eltamano medio del grano aumenta con el tiempo, y en cualquier instante existe una gamade tamanos de grano. El movimiento del lımite de grano es justamente la difusion de cor-to alcance de los atomos de un lado del lımite al otro; el movimiento del lımite de granoy la migracion de atomos ocurre en sentidos opuestos tal como se muestra en la figura2.141.[14]

Figura 2.14: Crecimiento de grano.

El primer paso en el crecimiento de un cristal es la formacion de nucleos, los cualespueden considerarse como un pequeno agregado de atomos o moleculas que han adquirido


el arreglo cristalino que va a poseer el cristal. Este proceso es conocido como nucleacion einvolucra la formacion espontanea de una nueva fase dentro de una fase que ya existe. Enpresencia de una solucion liquida o un vapor, se puede tener una nucleacion homogenea,la cual requiere de un alto grado de “supersaturacion”, llamada “supersaturacion critica”,mientras que la nucleacion desde un metal fundido requiere de un considerable grado de“sobre enfriamiento”.Cuando el metal fundido se enfrıa por debajo de su temperatura de fusion, se empiezana formar al mismo tiempo nucleos en muchas partes del lıquido. Para que un nucleo seaestable y pueda crecer, debe de alcanzar un cierto tamano, llamado tamano crıtico. Ası, unagregado que tiene un tamano por debajo del “tamano critico” se denomina “embrion”,y cuando alcanza el radio critico sera un nucleo. Nucleos con un tamano o radio maspequeno que el crıtico eventualmente se disolveran.

Teorıa de la Nucleacion y Crecimiento

La nucleacion puede ocurrir por tres mecanismos: nucleacion homogenea, nucleacionheterogenea y nucleacion por cavitacion.

Nucleacion homogeneaEn la nucleacion homogenea la estabilidad de un nucleo esta gobernada por dos factores:

1. El cambio en la energıa libre durante la transicion liquido - solido.

2. El valor de la energıa de superficie del nucleo (embrion) que se formo.

En la nucleacion homogenea, en un proceso de solidificacion, se puede considerar que elembrion tendra una forma esferica, figura 2.15, dado que al formarse dentro del lıquidola presion hidrostatica hara que asuma esta forma. De aquı el cambio en la energıa libreasociado con la formacion de un embrion esferico esta dado por:

∆G =4π(r3∆Gv)

3+ 4π(r2γ) (2.1)

Donde:∆ Gv= Cambio en la energıa libre entre lıquido y solido por unidad de volumen.γ = Energıa libre superficial especifica.r = Radio del embrion.

En la ecuacion Ec. (2.1) el primer termino de la derecha es negativo, ya que ∆Gv esnegativo para cualquier temperatura bajo el punto de fusion, Tm. El segundo terminoque representa la energıa de superficie entre el embrion y la matriz es positivo, ya que gsiempre es positivo.Para un embrion de forma esferica el primer termino de la Ec. (2.1), el cual es consideradocomo la fuerza motriz para la creacion de la interface solido - liquido, disminuye como r3,mientras que la fuerza que retarda el proceso de formacion del embrion, que es la energıade superficie, aumenta como r2. La figura 2.16 muestra una grafica de ∆G contra el radiodel embrion, en ella se puede apreciar que ∆G alcanza su maximo para r = r∗, denotadapor ∆G∗, siendo r∗ el radio crıtico del embrion.


Figura 2.15: Embrion esferico. Se crea una interface (superficie de separacion)cuando se forma un solido a partir del lıquido.

Figura 2.16: Variacion de la energıa Libre ∆G con el radio del nucleo.

Diferenciando la Ec. (2.1) con respecto a r, igualandola a cero y evaluandola en r = r∗

obtenemos:4π(r∗2∆Gv) + 4π(2r∗)γ = 0 (2.2)

De donde:

r∗ =−2γ

∆Gv

(2.3)

Para r > r∗ la energıa libre del sistema disminuye, lo cual promueve la formacion deun cristal (grano), ademas de que posteriores decrementos en la energıa libre total tienencomo consecuencia un continuo crecimiento de dicho cristal. Por otra parte, ∆Gv esta rela-cionado al grado de sobre enfriamiento y al calor latente de fusion por unidad de volumen,por medio de la relacion:

∆Gv =∆Hf∆T

Tm(2.4)

Donde:∆Hf = Calor de fusion por unidad de volumen.Delta T = Grado de sobre enfriamiento = T − Tm.T = Temperatura del metal.Tm = Temperatura de fusion o Temperatura de equilibrio en la interface solido–liquido.Sustituyendo en la Ec. (2.3) se obtiene:

r∗ =−2γ(Tm)

∆Hf∆T(2.5)


Es importante notar que para nucleos con r < r∗ la energıa de superficie es mucho mayorque la energıa libre volumetrica de manera que la energıa libre neta del sistema aumentara,ocasionando que el nucleo no sea estable, por lo que se disolvera. Si la nucleacion tienelugar dentro de un solido cristalino o amorfo, los efectos de la deformacion causada porla formacion de un nucleo deben considerarse en la ecuacion para la energıa libre y la Ec.(2.1) quedara expresada como:

∆G =4π(r3∆Gv)

3+ 4π(r2γ) + 4π3(ε) (2.6)

Los defectos estructurales de la fase cristalina, tales como vacancias y dislocaciones y lapresencia de impurezas tendran un efecto profundo sobre la nucleacion dentro de una fasesolida. De forma semejante, la presencia de lımites de grano en materiales policristalinosfavorecera la nucleacion. Sin embargo, debido a esos factores, la nucleacion dentro de unafase cristalina rara vez ocurre en forma homogenea, teniendo lugar principalmente en for-ma heterogenea.

Nucleacion HeterogeneaLa nucleacion heterogenea, en el proceso de solidificacion, se caracteriza por que la for-macion de los nucleos se lleva a cabo sobre la superficie del recipiente que contiene elmetal y/o sobre la superficie de partıculas extranas, figura 2.17; en el caso de nucleacionen el estado solido se lleva a cabo sobre imperfecciones estructurales del cristal, lımitesde grano, etc. Tales superficies o imperfecciones presentan la caracterıstica de bajar laenergıa neta asociada con la formacion de un nucleo.

Figura 2.17: Esquema mostrando la formacion de un nucleo sobre un sustratosolido.

El nucleo heterogeneo se considera como una cubierta o tapa esferica sobre un solido(sustrato plano). El volumen de esta tapa depende del angulo de contacto θ en la unionnucleo-liquido-sustrato. Utilizando un sustrato de pequenos valores para el angulo de con-tacto en la union nucleo-liquido-sustrato, puede reducirse considerablemente el valor parael termino energıa de superficie, de manera que le energıa libre neta necesaria para lanucleacion disminuye a su vez en forma apreciable. De esta forma, el cambio en la energıaasociada con la formacion del embrion esta dada por:

∆G = V∆Gv + ACLγCL + π(r2γSC)− π(r2γSL) (2.7)

Donde:V = Volumen de la tapa esferica (nucleo).


ACL = Area de la superficie de la interface entre el lıquido y la tapa.r = Radio de la tapa esferica (nucleo)γCL, γSC , γSL= Tensiones superficiales de las interfaces entre Tapa(nucleo)-Liquido;Tapa–Sustrato y Sustrato–Liquido, respectivamente.De la ecuacion de Young podemos escribir γCLcos(θ) = γSL − γSC sustituyendo en laecuacion(2.7) tenemos:

∆G = V∆Gv + ACLγCL − π(r2γCL)cos(θ) (2.8)

Es importante notar que la energıa libre volumetrica no cambia apreciablemente y portanto el factor que controla es el cambio en la energıa de superficie, la cual disminuyegrandemente por la presencia de la superficie del sustrato. En la nucleacion homogeneael tamano crıtico del nucleo esta dado por la Ec. (2.3) y es independiente del angulo decontacto. Sin embargo, en la nucleacion heterogenea el valor de γCL, la tension superficialde la interface tapa-liquido, es mucho mas pequeno, por ello el radio crıtico del nucleo

sera mucho mas pequeno, como se puede ver de r∗ =−2γCL∆Gv

. Esto nos lleva a que el

numero de atomos que deberan cristalizar para que el radio crıtico sea alcanzado es mu-cho menor para la nucleacion heterogenea que para la nucleacion homogenea y por lotanto, se requieren cantidades mas pequenas de sobre enfriamiento para que se lleve acabo la nucleacion heterogenea.

Nucleacion por cavitacion.La nucleacion por cavitacion tiene lugar cuando una cavidad se colapsa, este colapsotiene como resultado muy altas presiones en sitios localizados (lugar donde estaba la cavi-dad) del orden de 10GPa. Estas presiones tan altas cambian la temperatura de fusion deacuerdo con la ecuacion de Clapeyron:

dP

dT=Hv

T(2.9)

Donde:Hv= Calor latente de vaporizacion.∆V = Cambio en el volumen.Este cambio produce suficiente sobre enfriamiento para que se presente nucleacion nohomogenea.

Reaccion de Precipitacion

Precipitacion. La reaccion de precipitacion supone que desde una solucion solida decomposicion determinada, estable a elevada temperatura (punto rojo de la flecha), al de-scender la temperatura, se cruza la lınea de solvus se separa, precipita otra fase, cambiandola composicion de la fase original. Podemos expresarla como α

′=⇒ α + β, donde α

′es

una solucion solida sobresaturada metaestable, β es un precipitado estable o metaestabley α es una solucion solida mas estable que α

′con la misma estructura cristalina, pero con

la composicion de equilibrio que le corresponde a la temperatura ambiente.[19]


Reaccion Eutectoide

La reaccion eutectoide es un equilibrio trifasico en el que una fase solida se des-dobla en otras dos fases solidas a la temperatura constante TE. Se puede representarpor γ =⇒ α + β. Tanto la precipitacion como la reaccion eutectoide forman fases condistinta composicion de la matriz, lo que supone difusion de largo alcance. Los otros tiposde transformaciones se pueden producir sin cambio de composicion o difusion de largo al-cance.Un claro ejemplo es la reaccion perlitica, la descomposicion de austenita,γ,a ferritaα y cementita Fe3C.[19]

Reacciones de Ordenacion

Reaccion en la que una solucion solida desordenada se transforma en la misma solucionsolida pero ordenada. Se puede representa como α(desordenada) =⇒ α

′(ordenada).[3]

Transformacion Masiva

En este caso la fase original se descompone en una o mas fases con la misma composi-cion de la fase de partida, pero con diferente estructura cristalina. La nueva fase α puedeser estable o metaestable. Podemos escribir la transformacion como [3]: β =⇒ α.

Transformacion Polimorfica

Se produce en sistemas de un unico componente con diferentes estructuras cristalinasque son estables en diferentes intervalos de temperaturas. Caso del hierro que pasa deestructura fcc a bcc.

Transformacion Bainıtica

Esta reaccion es la menos comprendida dentro de las transformaciones de la austenita.La reaccion bainıtica presenta una doble naturaleza. Por una parte participa de los proce-sos de nucleacion y crecimiento como la perlita y por otra tiene caracterısticas de reaccionmartensıtica. En algunos aceros aleados la presencia de ciertos elementos de aleacion ensolucion solida en la austenita, tienen el efecto de separar las zonas de temperatura en lasque pueden ocurrir los dos tipos de transformacion.La bainita no es una fase sino una mezcla de ferrita y carburo de hierro al igual que laperlita. La reaccion bainıtica requiere cambios de composicion, difusion de C y tiempo.Es una reaccion que se produce por nucleacion y crecimiento, aunque puede no llegara completarse, y la austenita remanente es capaz de permanecer como tal por perıodosde tiempo indefinidamente largos. Aunque la bainita y la perlita son mezclas de ferritay carburo, sus mecanismos de formacion difieren de una a otra. La bainita crece comoplacas con apariencia acicular (similar a la martensita) acompanada por distorsiones su-perficiales, sin embargo, hay una diferencia basica de estas placas con las de martensita,las placas de bainita crecen lenta y continuamente y las de martensita crecen a grandesvelocidades.[3][19]


2.5.2. Transformaciones Adifusionales

Transformacion Martensitıca

Este tipo de transformacion suponen un proceso tecnologicamente muy importantepara endurecer los aceros. Templando lo suficientemente rapido, desde el campo austenıtico,para evitar que la transformacion eutectoide controlada por la difusion se produzca, elacero se transforma en martensita.

Figura 2.18: (A) Se identifica una celda tetragonal centrada en el cuerpo(bct)en la austenita por los ejes 〈100〉α. (B) La celda bct (izquierda) antesy (derecha) despues de la deformacion de la red (deformacion de Bain) desdela austenita a la martensita.[4]

La martensita describe al producto de la transformacion sin difusion. Se llama marten-sita al producto de cualquier transformacion en la que desde el comienzo hasta completarselos movimientos atomicos individuales son menores de un espaciado interatomico. Por laforma tan rapida en que cambian de posicion los atomos en esta transformacion se ladenomina militar, en contraposicion a las controladas por la difusion que se denominanciviles. Algunas caracterısticas fundamentales de estas transformaciones.[20]

J Solo son posibles en estado solido

J Puesto que no hay difusion, la composicion de la fase producto es igual que la de lafase inicial.

J No modifica el orden de la fase de partida. Si inicialmente tenıamos una aleacionordenada, la fase producto estara tambien ordenada.

Cualquier material, metales, aleaciones, ceramicos y compuestos, si se les enfrıa suficien-temente rapido, para evitar una transformacion de difusion, pueden dar transformacionmartensıtica. En el caso de los aceros, la velocidad de enfriamiento es tal que todo el


carbono en solucion en el hierro γ ccc, permanece en solucion en la fase α del Fe. Unacero martensıtico es una solucion sobresaturada de carbono en Fe α.Durante la transformacion no hay mezcla de los componentes, los movimientos atomi-cos son muy cortos, esta circunstancia puede conducir a situaciones de no equilibriotermodinamico estable, es decir a fases metaestables. Por otra parte la transformacioninvolucra el movimiento cooperativo de un numero grande de atomos a velocidades quepueden estar proximas a la del sonido en el cristal, por lo que solo en algunos casos y en lasprimeras etapas de nucleacion podemos hablar de activacion termica. La transformacioncomienza espontaneamente a una temperatura a la que la fase inicial deja de ser establemecanicamente. Tenemos por lo tanto una fuerte influencia de las tensiones mecanicas(deformacion) en los procesos martensıticos. Fijemonos en algunos aspectos con un pocomas de detalle.[21][22]Dependencia temporal: La cantidad de transformacion es practicamente independi-ente del tiempo. A temperatura constante, una fraccion de la fase inicial se transformamuy rapidamente, despues de lo cual no se producen otros cambios. Aunque esta es unacaracterıstica bastante general en este tipo de transformaciones, hay algunos casos en losque puede producirse un cierto grado de transformacion isoterma.Dependencia con la temperatura: La cantidad de transformacion es caracterıstica dela temperatura, aunque no la velocidad a la que se produce que es muy alta y practi-camente independiente de la temperatura. Durante el enfriamiento, la transformacionempieza a una temperatura Ms, a medida que baja la temperatura la fraccion de materialtransformado aumenta hasta que se completa el proceso a una temperatura Mf .Reversibilidad: La transformacion es reversible en el sentido de que las configuracionesatomicas originales pueden recuperarse. No obstante lleva asociada una cierta histeresis demanera que la reaccion inversa empieza a una temperatura superior a MS. Sin embargo siun monocristal de fase madre se transforma en varios cristales de la nueva fase, al revertirla transformacion obtendrıamos, en la mayorıa de los casos, un monocristal del mismotamano y con la misma forma y orientacion que el monocristal de partida. Si repetimosel proceso las placas de material transformado apareceran siempre en las mismas regionescon el mismo tamano y la misma forma.Tension aplicada: La deformacion plastica es mucho mas importante en este tipo de reac-ciones que en procesos de nucleacion y crecimiento. La aplicacion de tension a cualquiertemperatura dentro del rango de transformacion aumenta la cantidad de material trans-formado, pudiendose incluso llegar a completar la transformacion por aplicacion de unatension. No solo es importante el valor de la tension aplicada sino tambien su direccion, detal manera que eligiendo adecuadamente la tension podrıa llegar a inhibirse la transfor-macion. Por otra parte la deformacion puede provocar la transformacion a temperaturaspor encima de Ms, la temperatura mas alta a la que se puede inducir el proceso pordeformacion se la denota como Md.Composicion, volumen atomico y forma de la nueva fase: En una transformacionmartensıtica la composicion es constante en el sentido de que la fase producto mantiene lacomposicion de la fase original. Los cambios de volumen son habitualmente muy pequenos,incluso despreciables en muchos casos. Los cristales de martensita son habitualmente pla-cas planas con una seccion lenticular, ya que suelen afinarse hacia los extremos, aunqueen algunos casos son bandas paralelas. En cualquier caso estas placas estan orientadasrespecto a la red original. El plano de la red en que se forman se conoce como plano de


habito.Relaciones de orientacion: Existe siempre una relacion bien definida entre la ori-entacion de la fase inicial y la fase martensita.Estabilizacion: Si la muestra se enfrıa a una temperatura dentro del rango de transfor-macion, se mantiene durante un tiempo y luego se completa el enfriamiento, la transfor-macion sufre un retraso y a las temperaturas subsiguientes el grado de transformacion esmenor, es decir se produce un envejecimiento del material.

2.6. Diagramas de TTT y TEC

Los diagramas de Transformacion Tiempo Temperatura (TTT) representan el tiemponecesario para empezar a obtener una microestructura en concreto a una determinadatemperatura. De esta forma se puede saber que microestructuras se obtienen despues deun determinado proceso y por lo tanto la dureza del material. Estos diagramas se deter-minan experimentalmente para describir el tiempo de inicio y de fin de la descomposicionaustenıtica en las diferentes fases. Cada diagrama es representativo unicamente de un tipode acero con un determinado tamano de grano austenıtico.No obstante para la mayorıa de los tratamientos termicos de los aceros es necesario elconocimiento de las microestructuras siguiendo un enfriamiento continuo desde la austeni-ta. Esta informacion no se puede extraer del diagrama TTT; en estos casos son necesarioslos diagramas TEC.Los diagramas de Enfriamiento Continuo (TEC) representan los cambios en la microestruc-tura del material a lo largo de un enfriamiento en continuo. En estos casos, los tiemposrequeridos para obtener una cierta microestructura son mayores que en los tratamientosisotermicos. Esto comporta que el diagrama TEC este desplazado hacia la derecha re-specto al TTT. Se debe remarcar que en los casos de enfriamiento continuo existe unavelocidad crıtica que representa la velocidad mınima de temple a partir de la cual la mi-croestructura obtenida sera completamente martensıtica.Los diagramas TEC deben ser obtenidos experimentalmente con una combinacion dedilatometrıa y metalografıa. Para la dilatometrıa se utiliza una probeta del material parael que queremos determinar la TEC y se miden la temperatura, el tiempo y las variacionesen la longitud de la probeta para diferentes velocidades de enfriamiento.

2.7. TECNICAS PARA CARACTERIZACION DE MATERIALES 27

Figura 2.19: Curvas de Enfriamiento Continuo del Acero 8620.

2.7. Tecnicas para Caracterizacion de Materiales

2.7.1. Microscopıa Optica

La metalografıa es una disciplina de la ciencia que se encarga de examinar y determinarlos componentes en una muestra de metal, haciendo uso de varios aumentos; las cualesnos sirven para realizar un analisis microscopico que se puede usar en:[3]

� Tamano de grano.

� Lımites de grano y dislocaciones.

� Analisis microestructural.

� Distribucion de fases en aleaciones

Para comprender el analisis microscopico es necesario tener claridad sobre el con-cepto de grano y el funcionamiento del microscopio metalografico. Tambien se conocecomo el proceso entre la preparacion de una muestra de metal y la evaluacion de sumicroestructura.[23]El microscopio metalografico esta constituido por tres elementos esenciales: objetivo, ocu-lar e iluminador. Su funcionamiento esta basado en la reflexion de un haz de luz horizontalque proviene de la fuente, dicha reflexion se produce, por medio de un reflector de vidrioplano, hacia abajo, a traves del objetivo del microscopio sobre la superficie de la muestra.Parte de esta luz incidente, reflejada desde la superficie de la muestra se amplificara alpasar a traves del sistema inferior de lentes, llegara al objetivo y continuara hacia arribaa traves reflector de vidrio plano; despues, de nuevo se amplificara en el sistema superiorde lentes (ocular). El objetivo se compone de varias lentes que, agrupadas, forman unsistema optico . Si una probeta metalografica se coloca un poco mas alla del punto focalfrontal del objetivo, se obtiene una imagen primaria real mayor que el objeto y situado al


Figura 2.20: Partes principales de un microscopio metalografico

otro lado del sistema de lentes.La distancia entre ocular y objetivo es fija y corresponde a la longitud mecanica del tubodel microscopio. Para lograr que la imagen primaria se forme en la posicion debida conrespecto al ocular, se debe enfocar el microscopio.[24]

Dureza Vickers

La Dureza Vickers es un ensayo de micropnetracion, en el cual se forza a un penetradorde diamante, de geometrıa especıfica, a penetrar la superficie del material de prueba,usando cargas de 15 a 1000 gramos y midiendo por medios opticos la diagonal de la huellahecha por dicho penetrador, esta medida se convierte en el numero de Dureza Vickersdenominado por HV; cuanto mas blando sea el material mayor y mas profunda sera lapenetracion y mas bajo el indice de dureza.[12]

El numero de dureza se obtiene dividiendo la carga aplicable (Gramos fuerza) entreel area superficial de la indentacion (mm2), obtenida del promedio de las medidas de lasdiagonales. El numero se calcula mediante la siguiente ecuacion:

HV =P

As=

2Psen(α

2)

d2= 1854,4

P

d2(2.10)

Donde:HV: Numero de dureza Vickers.P: Carga aplicada (gf).As: Area superficial de la penetracion (mm2).d: Promedio de las diagonales de la penetracion (µm).α: Angulo entre caras del penetrador, igual a 136o.


Entre el efuerzo de cedencia (YS) y el Esfuerzo maximo (TS) existe una correlacionlineal con la dureza Vickers (HV) para aceros, dada por las siguentes ecuaciones[13]:Correlacion YS con HV:

Y S = −90,07 + 2,8HV (2.11)

Correlacion TS con HV:TS = −99,8 + 3,734HV (2.12)

Correlacion TS con HV [35]:

TS = −202,38 + 3,819HV (2.13)

Donde:YS: Mega-Pascales (MPa)TS: Mega-Pascales (MPa)

HV:kgfmm2

Figura 2.21: Microdurometro. Sistema optico y de medicion.[34]

2.7.2. Microscopıa Electronica de Barrido (MEB)[25]

La microscopıa electronica de barrido (MEB) es el mejor metodo adaptado al estudiode la morfologıa de las superficies. A diferencia de un microscopio optico que utiliza fo-tones del espectro visible, la imagen entregada por el microscopio electronico de barrido(MEB) se genera por la interaccion de un haz de electrones que barre un area determina-da sobre la superficie de la muestra. La parte principal de un microscopio electronico debarrido es la denominada columna de electrones la cual lleva alojados en su interior lossiguientes elementos: Un canon de electrones con un filamento que actua como emisor ofuente de iluminacion, por analogıa con un sistema optico.Un sistema de lentes electromagneticas encargado de focalizar y reducir a un diametromuy pequeno el haz de electrones producido por el filamento. Un sistema de barrido quehace recorrer el haz de electrones ya focalizado por la superficie de la muestra. Uno ovarios sistemas de deteccion que permiten captar el resultado de la interaccion del hazde electrones con la muestra y transformarlo en una senal electrica. Una salida conectadaa una o varias bombas que producen el vacıo necesario para que el conjunto funcioneadecuadamente.[33]


Ademas, el microscopio posee diversos sistemas que permiten observar las senaleselectricas procedentes de los detectores, en forma de imagenes en un monitor de TV,fotografıa, espectro de elementos, etc. Por ultimo, en la figura 2.22 se han dibujado dosdetectores. Uno, el de electrones secundarios, que son los electrones arrancados a la propiamuestra por la accion del haz incidente. Con esta senal obtenemos en un monitor una im-agen de la muestra, muy parecida a la vision del ojo humano debido a la gran profundidadde foco de esta senal. El otro detector, de rayos X, captura este tipo de senal, con la queobtenemos un espectro de elementos, es decir un analisis quımico elemental de lamuestra.La tecnica esencialmente consiste en hacer incidir en la muestra un haz de electrones. Estebombardeo de electrones provoca la aparicion de diferentes senales que, captadas con de-tectores adecuados, nos proporcionan informacion acerca de la naturaleza de la muestraLa senal de electrones secundarios proporciona una imagen de la morfologıa superficialde la muestra. La senal de retro dispersados una imagen cualitativa de zonas con distintonumero atomico medio, y la senal de rayos X espectros e imagenes acerca de la composi-cion de elementos quımicos en la muestra.

Figura 2.22: Microscopio Electronico de Barrido (MEB o SEM por sus siglasen ingles (Scanning Electron Microscopy)).

El sistema de barrido puede usarse para formar una imagen en distintos modos de op-eracion:

F Emisivo

F Reflectivo

F Absortivo

F Transmisivo


F Rayos X

F Catodoluminicencia

Por otro lado en la figura 2.23 se hace una representacion de lo que sucede dentrodel SEM cuando el haz de lectrones interacciona con la muestra, de esta interaccion sedesprenden senales que se captan en los detectores como son: electrones secundarios,electrones retrodispersados,rayos X.

Figura 2.23: Interaccion muestra-haz de electrones.

Electrones Secundarios

La senal de electrones secundarios es la que se emplea normalmente para obteneruna imagen de la muestra. Es la senal que nos proporciona una imagen mas real de lasuperficie que estemos estudiando, se considera un electron secundario aquel que emergede la superficie de la muestra con una energıa inferior a 50eV (electronvoltios), y unelectron retro dispersado el que lo hace con una energıa mayor.

Electrones Retro dispersados

La senal de electrones retro dispersados esta compuesta por aquellos electrones queemergen de la muestra con una energıa superior a 50eV (electronvoltios). Estos electronesproceden en su mayorıa del haz incidente que rebota en el material despues de diferentesinteracciones.La intensidad de la senal de retro dispersados, para una energıa dada del haz, dependedel numero atomico del material (a mayor numero atomico mayor intensidad) Este hechopermite distinguir fases de un material de diferente composicion quımica. Las zonas conmenor Z se veran mas oscuras que las zonas que tienen mayor numero atomico. Esta esla aplicacion principal de la senal de retro dispersados.


Las micrografıas anteriores corresponden a la misma zona de una soldadura de un objetode cuberterıa compuesta de una aleacion Plata-Cobre-Nıquel. En la imagen de secundariosno se aprecian con claridad las fases de la aleacion, mientras que en la imagen de retrodispersados vemos con claridad estas fases. Un analisis de rayos X puntual de cada fasemostrarıa que las zonas claras estan compuestas por Plata y las oscuras por una aleacionCobre-Nıquel.

Microanalisis por Dispersion de Energıas (EDS)

La resolucion espacial de los electrones secundarios es mucho mejor que la de los RX.Como resultado de esto, una caracterıstica de la muestra lo suficientemente grande paraser observada con la senal de secundarios puede no ser suficientemente grande como paracontener todo el volumen de interaccion del que emanan los RX. Con frecuencia, el haz deelectrones al penetrar en la muestra causa la emision de RX desde regiones de la superficieo de regiones cercanas, que tienen diferente composicion que las del punto de incidenciadel haz.

Figura 2.24: Diagrama del sistema de formacion de imagenes en un MEB.

2.7.3. Difraccion de Rayos X

Los Rayos X son la radiacion electromagnetica, invisible, capaz de atravesar cuerposopacos. Su longitud de onda se encuentra entre los 10 a 0,01nanometros(nm), correspon-diendo a frecuencias del rango de 30 − 3 × 104PHz. Los rayos X surgen de fenomenosextra nucleares, a nivel de la orbita electronica, principalmente producidos por desacel-eraciones de electrones. La energıa de los rayos X es del orden de 12,3KeV . Por este tipode caracterısticas (tamano de λ y energıa) es que los Rayos X pueden ser utilizados paraexplorar la estructura de los cristales por medio de experimentos de difraccion de RayosX, pues la distancia entre los atomos de una red cristalina es similar a λ de los Rayos X.

Cristalografıa de Rayos X

Es una tecnica que utiliza un haz de rayos X que atraviesa un metal. Al entrar encontacto con el metal, el haz se divide en varias direcciones debido a la simetrıa y agru-


Figura 2.25: Esquema de instrumentacion de la difraccion de R-X.[27]

pacion de los atomos y, por difraccion, da lugar a un patron de intensidades que puedeinterpretarse segun la ubicacion de los atomos de los cristales, aplicando la ley de Bragg.

nλ = 2dsen(θ) (2.14)

Donde:λ: Longitud de onda del haz incidente de rayos X.d: Distancia entre los planos difractantes en cuestion, es decir, la distancia inteplanar.θ: Angulo e incidencia (tambien angulo de Bragg) medido entre los planos en consideraciony el haz incidente.

Figura 2.26: Ley de Bragg.

En otras palabras podemos decir, que la difraccion de rayos X en una muestra cristalinaproduce un campo de interferencias de rayos X, o un campo de rayos X difractados.Ese campo se compone de todas las interferencias producidas por los grupos de planosreticulaes que existen en la materia y se caracteriza fundamentalmente por dos factores:

La distirbucion(ubicacion) de las interferencias frente al haz incidente. Esta es de-terminada atraves de la ley de Bragg

Las intensidades de estas interferencias. La intensidad de un haz difractado depende,ademas de factores netamente instrumentales en la medicion, de la estructura delcristal difractante, de su absorcion frente al haz incidente, y de su grupo de perfeccion


Metodos de difraccion de Rayos X

Cuando el haz de rayos X incide sobre un cristal, provocara que los atomos que confor-man a este dispersen a la onda incidente tal que cada uno de ellos produce un fenomenode interferencia que para determinadas direcciones de incidencia sera destructivo y paraotras constructivo surgiendo ası el fenomeno de difraccion. La informacion que propor-ciona el patron de difraccion de Rayos X, se puede ver como dos aspectos diferentes perocomplementarios: por un lado, la geometrıa de las direcciones de difraccion (condicionadaspor el tamano y forma de la celdilla elemental del cristal) nos ofrecen informacion sobreel sistema cristalino. Y por otro lado la intensidad de los rayos difractados, estan ınti-mamente relacionados con la naturaleza de los atomos y las posiciones que ocupan en lared, talque su medida constituye la informacion tridimensional necesaria para conocer laestructura interna del cristal [26]. Los metodos experimentales de difraccion de rayos Xmas utilizados son los siguientes:

Metodo Radiacion Muestra Detector InformacionLaue Policromatica Monocristal Pelicula fo-

tograficaSimetrıa cristalina

Rotacion Monocromatica Monocristal Pelicula fo-tografica

Parametros cristalinos.

Difractometroen polvo

Monocromatica Polvocristalino

Contadorelectronico

Parametros cristalinos,intensidades difractadas(analisis cuantitativo defases cristalinas) e identifi-cacion.

Tabla 2.1: Metodos de difraccion mas usados.

(a) Esquema del Metodo de Laue. Transmision yRefexion

(b) Esquema del mon-taje del Metodo en Pol-vo.

(c) Esquema del montajedel metodo de rotacion.

Figura 2.27: Metodos de Difraccion.

Capıtulo 3

Metodologıa

Para el desarrollo experimental de esta investigacion el material seleccionado es unacero de baja aleacion denominado AISI 8620 del cual se utilizo una barra de 100cm delargo y diametro de 1,6cm. Su composicion quımica nominal es muy cercana a la del aceroA533 Grado B Clase 1 (JRQ); dicha composicion se muestra en la tabla 3.1 en la cualse hace una comparacion con el acero JRQ; el acero fue proporcionado por el InstitutoNacional de Investigaciones Nucleares (ININ).

Acero C Mn Si Ni Cr Mo P S CuAISI 8620 0.20 0.80 0.25 0.60 0.50 0.20 0.015 0.01 0.193

A533 Grado B Clase 1 0.18 1.42 0.24 0.84 0.12 0.51 0.015 0.018 0.12

Tabla 3.1: Composicion quımica- % promedio del acero 8620 y del acero A533Grado B Clase 1 (JRQ).

3.1. Preparacion de probetas

Para la observacion de la microestructura de las probetas, estas fueron caracterizadasutilizando las tecnicas mencionadas anteriormente; primero fueron pulidas a espejo y fi-nalmente se realizo un ataque quımico con nital para revelar su microestructura. Dichapreparacion se describe acontinuacion:

Utilizando lijas de grano decreciente (200 a 4000) las probetas se debastaron manual-mente, girando 90o cada vez que se pasaba de una lija a otra, hasta que las rayas formadaspor la lija anterior desaparecieran por completo.Despues siguio el pulido final, a espejo; esto se logro utilizando una pulidora de disco conpanos y alumina de 0,3µm y 0,05µm.

Las probetas despues se colocaban en acetona y se limpiaban por medio de ultasonidoesto para quitar cualqier residuo de alumina o de las mismas lijas.Finalmente se realiza un ataque quımico con nital al 3 % durante 10− 15s para revelar lamicroetructura. Este procedimiento se practico en todas las probetas.

35

36 CAPITULO 3. METODOLOGIA

Figura 3.1: Secuencia de la preparacion de probetas.

3.2. Tratamientos Termicos

El objetivo de los tratamientos termicos como se menciono anteriormente es mejoraro modificar las propiedades de los metales o aleaciones, mediante alteraciones en su es-tructura, para ello se realizaron los 4 tratamientos a diferentes tiempos y temperaturasvariables.Los tratamientos se llevaron acabo en los Hornos Carbolite Furnaces, Lindberg 301-46-B005 y Thermolyne 301-180-0006, en la tabla 3.2 se muestran los tratamientos que se lesaplicaron a cada una de las probetas.

Probeta Tratamiento1 —— ——2 Austenizado a 890oC Recocido total3 Austenizado a 890oC Normalizado4 Austenizado a 890oC Normalizado5 Austenizado a 890oC Bainitizado (592/1hr.)6 Austenizado a 890oC Temple en aceite y revenido (592/2hr.)7 Austenizado a 890oC Bainitizado (592/2 hr.)8 Austenizado a 890oC Temple en agua y revenido (592/2hr)9 Austenizado a 890oC Temple en aceite y revenido (230/1hr)10 Austenizado a 890oC Temple en aceite y revenido (370/1hr)11 Austenizado a 890oC Temple en aceite y revenido (370/2hr)12 Austenizado a 890oC Temple en aceite y revenido (280/1hr)13 Austenizado a 890oC Bainitizado (592/2hr)14 Austenizado a 890oC Bainitizado (592/4hr)15 Austenizado a 890oC Temple en aceite y revenido (230/1hr)

Tabla 3.2: Tabla de los tratamientos termicos aplicados a las probetas.

Como pse observo en la tabla 3.2 solo se realizo un tratamiento de recocido y normal-

3.3. CARACTERIZACION DE MATERIALES 37

izado; debido a que al analizar las probetas no se observaron los cambios esperados en lamicroestructura.

Figura 3.2: Hornos utilizados para los diferentes tratamientos termicos.

3.3. Caracterizacion de Materiales

3.3.1. Microscopıa Optica

Las probetas fueron analizadas con ayuda de un Microscopio Metalografico ”Versa-ment Union 6497”para obtener diferentes metalografias a distintos aumentos (100X, 200X,400X) y asi observar los cambios que se produjeron con cada tratamiento. Con ayuda delas metalografias obtenidas reafirmo que los tratamientos que estaban dando mejores re-sultados fueron temple seguido de revenido en aceite y bainitizado.

Figura 3.3: Microscopio optico Versament Union 6497.

38 CAPITULO 3. METODOLOGIA

3.3.2. Dureza VICKERS

El procedimiento para medir la microdureza fue el siguiente:

∆ Verificar que el equipo este conectado a una linea principal de 120 V, verificar quela nivelacion del mismo mediante el indicador de gota que esta en la parte posteriorde este.

∆ Colocar las pesas requeridas sobre el diseno de carga (para estas mediciones se usouna carga de 100g).

∆ Seleccionar el tiempo de aplicacion de la carga con los botones que se encuentran alfrente del equipo, identificados con 5,10,15,30 y 45 s, se uso un tiempo de aplicacionde 10s.

∆ Colocar la probeta en el soporte y enfocar la superficie mediante las perillas de en-foque fino y grueso posteriormente se oprime el boton LOAD, con lo cual encenderauna luz roja que indica que la indentacion se esta haciendo.

∆ Por ultimo se procede a medir el tamano de la penetracion, estos pasos se repitendependiendo de las mediciones que se vayan a realizar.

Figura 3.4: Microdurometro Tipo M No.78363 Shimadzu.

3.3. CARACTERIZACION DE MATERIALES 39

3.3.3. Microscopıa Electronica de Barrido

Todas las probetas se analizaron por MEB con un microscopio electronico de barridode alto-bajo vacıo JEOL JSM 6610LV figura 3.5; las micrografıas se obtuvieron con unvoltaje de 20KV, una distancia de trabajo de 10mm, dichas micrografias se formaron conuna senal de electrones retrodispersados a 1000X y se realizaron microanalisis elementalen las zonas de interes de cada una de las probetas.

Figura 3.5: Microscopio Electronico de Barrido JEOL JSM 6610LV.

3.3.4. Difraccion de Rayos X

Para el analisis de difraccion de rayos X se utilizo un difractometro de Rayos X marcaSIEMENS modelo D5000 equipado con un tubo de cobre, λ = 1,5406A y un filtro denıquel,figura 3.6. El difractometro se opero bajo las siguientes condiciones de trabajo:angulo inicial θi = 20o, angulo final θf = 90o; tiempo de 30 min. por probeta y tamanode pasos de 0,01s

Figura 3.6: Difractometro marca SIEMENS modelo D5000.

Capıtulo 4

Resultados

4.1. Analisis metalografico

Los resultados obtenidos en el desarrollo de esta investigacion se presentan a con-tinuacion. En la figura 4.1 se muestra una metalografıa del acero A533 grado B clase 1(JRQ), material que fue proporcionado por el ININ, el cual fue preparado con la mismatecnica de pulido y ataque que las otras probetas analizadas, esto para tener un patron dereferencia y saber que microestructura se inducira a formar con los tratamientos termicos.

Figura 4.1: Microestructura del acero A533 grado B clase 1 (JRQ). Aumento100X, y ataque con nital al 3 %.

Haciendo una comparacion con las microestructuras de las probetas que fueron tratadasy la que no fue tratada (ver figura 4.2) se observo que los tratamientos de recocido total ynormalizado no produjeron los cambios esperados en la microestructura (en el apedice A spresentan las metalografıas de todas las probetas). De acuerdo con la figura 4.2 podemosobservar que la probeta 6 y 8 son las que tienen una microestructura similar a la del aceroA533 grado B clase 1 (JRQ). Estas probetas tuvieron un tratamiento de Temple en aceitey agua respectivamente.

40

4.1. ANALISIS METALOGRAFICO 41

Figura 4.2: Metalografıas. Aumento 100X, y ataque con nital al 3 %.

42 CAPITULO 4. RESULTADOS

4.2. Dureza Vickers

Los resultados obtenidos de la medicion de la dureza que presentaron las probetasrespecto a los diferntes tratamientos se muestra en la tabla 4.1, los cuales se compararoncon la dureza del acero A533 grado B clase 1 (JRQ). El cual tiene una dureza promediode 221± 5HV [34]. Las mediciones se efectuaron de manera aleatoria sobre la superficiede cada una de las probetas y asi obtener la dureza que se reporta acontinuacion.

Probeta Dureza Vickers HV0 2201 1562 2663 3334 2565 1726 2247 1798 2219 32710 32711 33912 32913 18314 17515 303

Tabla 4.1: Dureza Vickers.

Con los datos mostrados en la Tabla 4.1 podemos observar que de igual manera laspobetas que tienen los valores mas cercanos a los del acero A533 grado B clase 1 (JRQ)son valores la probeta 6 y 8 ya que la dereza es de 224 HV y 221 HV respectivamente.

Figura 4.3: Penetracion en una de las probetas.

4.2. DUREZA VICKERS 43

Figura 4.4: Representacion grafica de HV en las probetas tratadas; donde enel cero se muestra la dureza del acero A533 grado B clase 1 (JRQ).

Por otro lado tambien se calcularon las propiedades mecanicas (TS y YS) mencionadasen el Caitulo 2 dichas propiedades se calcularon con las ecuaciones mostradas en la Tabla4.2, donde se presenta una conversion del numero de dureza Vickers al esfuerzo de tension.

Probeta Dureza Vickers HV YS (MPa)Ec.2.11 TS (MPa)Ec.2.12 TS (MPa)Ec.2.130 220 541 722 6381 156 357 483 3932 266 673 893 8133 333 865 1144 10694 256 644 856 7755 172 403 542 4546 224 552 737 6537 179 423 569 4818 221 543 725 6419 327 848 1121 104610 327 848 1121 104611 339 882 116 109212 329 854 1129 105413 183 435 584 49614 175 412 554 46615 303 779 1032 955

Tabla 4.2: Dureza Vickers (HV), Esfuerzo de Cedencia (YS) y Esfuerzo Maxi-mo (TS).


Figura 4.5: Dureza Vickers, Esfuerzo de Cedencia y Esfuerzo Maximo.

A continuacion en la tabla 4.3 se muestra una comparacion exclusivamente de laspropiedades mecanicas obtenidas entre las probetas 6 y 8 respecto a las obtenidas delacero A533 Grado B Clase 1 (JRQ).

Probeta Dureza Esfuerzo de Cedencia (YS) Esfuerzo Maximo (TS)6 224 552 737 6538 221 543 725 641

JRQ 220 541 722 638

Tabla 4.3: Comparacion de las propiedades mecanicas entre el acero 8620 ydel acero A533 Grado B Clase 1 (JRQ).

4.3. Microscopıa Electronica de Barrido

En la figura 4.6 se muestra una micrografıa del acero A533 grado B clase 1 (JRQ),la cual se obtuvo por microscopıa electronica de barrido a 500 aumentos; se muestra unaestructura no homogenea, constituida por ferrita y bainita.

De todas las probetas se obtuvieron micrografias a 500 y 1000 aumentos y de igual manerase realizaron analisis quımico cuantitativo y cualitativo del contenido de elementos. En lafigura 4.7 se presenta analisis del acero A533 grado B clase 1 (JRQ) y en la figura 4.8 delacero 8620 sin tratamiento.

4.3. MICROSCOPIA ELECTRONICA DE BARRIDO 45

(a) Micrografıa del acero A533 gra-do B clase 1 (JRQ) a 1000 aumentos.

(b) Micrografıa del acero 8620, pro-beta 6 a 1000 aumentos.

(c) Micrografıa del acero 8620, pro-beta 8 a 1000 aumentos.

Figura 4.6: Comparacion de microestructuras entre el acero JRQ y las probe-tas 6 y 8.

Figura 4.7: Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicionquımica, ACERO JRQ

Por otra parte en las tablas 4.4 y 4.5 se muestra el analisis del espectro de dispersionde energıa de el acero JRQ y de la probeta 1.


Elemento % en Peso % AtomicoMn 1.83 19.48C 4.95 1.58Fe 93.22 78.95

Tabla 4.4: Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de el acero JRQ.

Figura 4.8: Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicionquımica, PROBETA 1

Elemento % en Peso % AtomicoC 9.18 31.83Si 0.58 0.86

Mn 0.90 0.68Cr 0.59 0.47Fe 88.75 66.15

Tabla 4.5: Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 1.

A continuacion se muestra las micrografias y EDS (Tabla 4.6 y 4.7) de las probetas6 y 8 ya que en las prpiedades mecanicas mostradas en el apartado anterior son las quemas se acercaron a las propiedades del acero A533 grado B clase 1 (JRQ); ver figura 4.9y 4.10. En el Apendice B se muestran los analisis EDS y composicion quımica de todaslas probetas.

Elemento % en Peso % AtomicoC 3.62 14.85

Mn 0.72 0.66Fe 95.65 84.49


4.4. DIFRACCION DE RAYOS X 47

Figura 4.9: Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y compoicionquımica, PROBETA 6

Figura 4.10: Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y compoicionquımica, PROBETA 8

Elemento % en Peso % AtomicoMn 1.02 0.80Cr 0.63 0.52Si 0.64 0.98C 7.99 28.60


4.4. Difraccion de Rayos X

De acuerdo a las condiciones mencionadas anteriormente se obtuvieron los espectros deDifraccion de Raxos X que a continuacion se muestran. En este apartado solo se presentanlos mas significativos y en el Apendice B se encontraan los difractogramas de las demasprobetas.


Figura 4.11: Difractograma del acero A533 grado B clase 1 (JRQ).

Figura 4.12: Difractograma del acero 8620. Probeta 6.

4.4. DIFRACCION DE RAYOS X 49

Figura 4.13: Difractograma del acero 8620. Probeta 8.

Capıtulo 5

Conclusiones

De acuerdo a los analisis y la medicion de las propiedades mecanicas de cada una de lasprobetas despues de cada tratamiento termico durante este trabajo, se pudo encontrar eltratamiento con el cual se reproducen las propiedades mecanicas, como son microdureza,esfuerzo de cedencia (YS) y esfuerzo maximo (TS) del acero grado nuclear A533 GradoB Clase 1 (JRQ). El tratamiento termico con el cual se reprodujo la microestructura delacero JRQ, fue un temple en agua o aceite desde una temperatura de 890oC a temperaturaambiente (18oC), seguido de un revenido de horas a 592oC para ambos medios de temple.Como se mostro en el capıtulo de resultados, las probetas que mas se aproximan en cuan-to a propiedades mecanicas son la probeta numero 8 y la probeta numero 6, las cualesrespectivamente tienen una dureza de 221HV y 224HV y un YS de 443MPa y 552MPay un TS de 737MPa y 725MPa. En cuanto al acero A 533 Grado B Clase 1 (JRQ) estaspropiedades tienen los siguientes valores: 220HV , Y S = 541MPa y TS = 722MPa.

No se pudo reproducir la microestructura bainıtica/ferritica del acero JRQ. La microestruc-tura encontrada en las probetas 6 y 8 del acero SAE 8620 tratado, tiene los mismos com-ponentes (ver difractogramas de Rayos X) tienen una morfologıa distinta.

Por lo tanto podemos decir que la simulacion del comportamiento del acero JRQ endiametros del orden de 250mm, por un acero comercial (SAE-AISI 8620), con espesoresde 10mm, es posible, pues tiene los componentes basicos, con la salvedad de los posiblesefectos derivados de las diferencias morfologicas.

Son necesarias pruebas de soldadura para ver si la simulacion del comportamiento deun acero JRQ de 250 m es realmente posible. El efecto de los elementos adicionales delacero JRQ, podrıan ser eventualmente balanceados por los enfriamientos mas rapidosobtenidos al soldar el acero 8620 en espesores del orden de 10mm. La tesis ha indicadoun camino para resolver el problema de realizar pruebas con un acero que ya es difıcilde obtener comercialmente y que deberıa probarse en espesores que necesitan metodoscomplicados de manejo.

50

Apendice A

Metalografias

A continuacion se presenta una comparacion de las probetas con el acero A533 gradoB clase 1 (JRQ).

Figura A.1: Comparacion de las probetas. Aumento 100X, y ataque con nitalal 3 %.

51

52 APENDICE A. METALOGRAFIAS



Apendice B

Analisis por EDS y ComposicionQuımica

A continuacion se muestran los analisis del Espectro de Dispersion de Energıa y lacomposicion quımica de cada una de las probetas.

Figura B.1: Micrografıa del acero 8620, ataque con nital al 3 % y composicionquımica. Probeta 2.

Elemento % en Peso % AtomicoMn 0.81 0.54C 14.76 49.60Fe 84.43 54.86

Tabla B.1: Analisis del Espectro de Dispersion de Energıa de la Probeta 2.


53

54 APENDICE B. ANALISIS POR EDS Y COMPOSICION QUIMICA

Elemento % en Peso % AtomicoMn 0.76 0.60C 7.56 27.43Fe 90.44 70.54Si 0.55 0.85Cr 0.69 0.58



Elemento % en Peso % AtomicoMn 0.72 0.64C 4.00 16.24Fe 94.83 82.70Cr 0.45 0.42



55

Elemento % en Peso % AtomicoMn 1.04 0.68C 15.30 45.48Fe 82.54 52.76Si 0.55 0.70Cr 0.57 0.39



Elemento % en Peso % AtomicoMn 1.00 1.02Fe 99.00 98.98



Elemento % en Peso % AtomicoMn 0.87 0.69Fe 90.66 70.41C 7.86 28.39Cr 0.61 0.51




Elemento % en Peso % AtomicoSi 0.44 0.47Fe 65.66 34.74C 5.01 12.32Cr 0.69 0.39



Elemento % en Peso % AtomicoFe 91.45 70.85C 7.95 28.65Cr 0.59 0.49


57


Elemento % en Peso % AtomicoFe 93.19 76.32C 6.04 23.01Cr 0.77 0.68



Elemento % en Peso % AtomicoFe 93.68 78.05C 5.49 21.25

Mn 0.83 0.70




Elemento % en Peso % AtomicoFe 90.26 71.11C 7.04 25.79Cr 0.52 0.54Mn 0.98 0.79Si 1.20 1.87



Elemento % en Peso % AtomicoFe 90.66 70.41C 7.86 28.39Cr 0.61 0.51Mn 0.87 0.69


B.1. DIFRACTOGRAMAS DE RAYOS X 59

B.1. Difractogramas de Rayos X

Figura B.13: Difractograma del acero 8620. Probeta 1.



Figura B.25: Difractograma del acero 8620 Probeta 15.

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universidad aut´onoma del estado de méxico facultad de ciencias

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