INFLUENCIA DEL TIEMPO DE TRATAMIENTO ISOTÉRMICO EN UN ACERO CON CONTENIDO DE SILICIO CERCANO AL 1.5% Y DEFORMADO PLÁSTICAMENTE AL 50% CORDOBA CUBILLOS, DEWYTT JHORDAN. [email protected]FUENTES AGUDELO, EDER IVAN [email protected]MONOGRAFÍA PREVIA A LA OBTENCIÓN DEL TÍTULO DE: ―INGENIERO MECÁNICO‖ TUTOR: PhD. BOHORQUEZ AVILA, CARLOS ARTURO UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS Facultad Tecnológica Proyecto Curricular en Tecnología Mecánica Industrial e Ingeniería Mecánica Bogotá D.C Enero de 2019
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INFLUENCIA DEL TIEMPO DE TRATAMIENTO ISOTÉRMICO EN UN
HAZOTTE y Jean-Philippe CHATEAU en su artículo llamado Microstructure –
Properties Relationships in Carbide-free Bainitic Steels (ISIJ International, Vol. 51
(2011), en donde se realiza la fabricación de dos aceros totalmente libres carburos
por medio de la utilización de un proceso de austempering y el uso de algunos
aleantes específicos. Ahora estas microestructuras fueron analizadas a través de
la técnica EBSD (Electron backscatter diffraction) y difracción de sicrotron, que
brindan una caracterización cristalográfica y microestructural más completa. Así
mismo cabe destacar que en el estudio se busca ampliar el camino hacia los
denominados aceros de alta resistencia de 3ra generación, para los que el valor
de UTS (Ultimate effort to stress) logro alcanzar valores superiores a 1250 Mpa,
buena ductilidad (UEL> 6%) y tensión de fractura (RA hasta 46%).
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2. INTRODUCCIÓN
Para el desarrollo actual en Colombia resulta de vital importancia la incesante
innovación que adelantan las diferentes instituciones educativas, las cuales
visualizan un fuerte vínculo entre el crecimiento de la industria y la investigación.
Es así como desde la Facultad Tecnológica de la Universidad Distrital Francisco
José Caldas muchos de sus docentes y alumnos enfocan sus esfuerzos por
realizar aportes de notable importancia al área de materiales. Por tal motivo esta
investigación está encaminada al estudio detallado de un tipo de microestructura
presente en los aceros; la bainita que se ha mostrado como una excelente
solución ante las múltiples variables a enfrentar en las aplicaciones de la industria.
Comúnmente se habla de muchos procesos de fabricación de piezas mecánicas a
través de la fundición, no solo por las ventajas que brinda tanto para la formación
de piezas complicadas de elaborar a través de cualquier otra técnica de
manufactura; si no también a la gigantesca ventana que abre para la formación de
metales aleados los cuales brindan características únicas a los materiales que ya
conocemos, pero que para el actual sin número de aplicaciones, motivan la
investigación a no detenerse.
La literatura nos habla acerca de muchas combinaciones similares a la obtenida
durante el proceso de fundición desarrollado pero más específicamente de un
componente crucial para la formación de la microestructura bainítica; el silicio, que
al estar presente dentro de la composición química del material permite que haya
un retraso en la precipitación de la cementita desde la fase austenítica, esto por
poseer una baja solubilidad en la estructura cristalina de la cementita. (Caballero,
2007)
Cabe resaltar que toda la etapa práctica de esta investigación fue llevada a cabo
en las instalaciones del Instituto de Investigación en Metalurgia y Materiales de la
Universidad Michoacana de San Nicolás de Hidalgo, ubicada en la ciudad de
Morelia, México, bajo la orientación, colaboración y tutoría del Doctor Arnoldo
Bedolla Jacuinde
Al material de nuestra investigación se le practicó un proceso de laminación en
caliente puesto que uno de los principales objetivos del estudio, es el de analizar
cómo influye una deformación plástica (con una reducción del 50%) en la
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microestructura del acero. La formación de bainita se obtuvo mediante la
aplicación de un tratamiento isotérmico entre temperaturas para la formación de la
misma (Ms y Bs), dicha temperatura se sostuvo durante dos lapsos de tiempo (4 y
8 horas) estando el material sumergido en un baño de sales de nitruración para
tener una temperatura uniformemente constante. Una vez fue practicado dicho
tratamiento el material se analizó bajo diferentes métodos de observación como: la
microscopía óptica con un rango de aumentos entre 50x - 1000x, los cuales
ayudaron a identificar a grandes rasgos la microestructura obtenida para luego
bajo el microscopio electrónico de barrido (SEM) se logró determinar la no
presencia de carburos dentro de una microestructura de ferrita bainítica.
Otro técnica se aplicó fue la difracción de rayos x que en gran medida ayudó a
determinar la composición del material en general, dando una mejor
caracterización del mismo generando gráficos en donde se reflejan los picos de
difracción de los planos correspondientes para la fase presente (Cornide, 2012).
También se tomaron mediciones de dureza superficial realizando cinco
indentaciones por probeta de una manera equidistante y uniforme en el área a
analizar obteniendo valores de dureza dentro de la escala Rockwell C. Asimismo
se practicó un ensayo de tenacidad empleando un péndulo de Charpy, realizando
mediciones por triplicado en cada uno de los casos de estudio.
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3. METODOLOGIA
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4. DESARROLLO TEMÁTICO
Esta investigación fue encaminada hacia el análisis de características y
propiedades que pueden ser obtenidas luego de fabricar un acero que sufra un
efecto de transformación inducida por plasticidad (TRIP), es por esto que se
realiza el procedimiento a continuación descrito con el fin de obtener un acero con
una microestructura bainítica. Una vez lograda esta, se procedió a la realización
de diferentes ensayos como SEM, Rayos X, ensayo de impacto Charpy y ensayo
de dureza; lo cuales aportan una caracterización específica del material producido.
Se realizó un balance de cargas el cual nos permitió determinar la composición
requerida y necesaria para obtener un acero con un número de aleantes
plasmados en la siguiente
Tabla 1. Composición química teórica Acero Producido.
Componentes C Mn Si Cr
%Wt 0.5 0.7 1.8 0.5
El balance de carga se calculó empleando un método matricial partiendo de en
una serie de materias primas disponibles en el laboratorio previamente
caracterizadas para conocer su composición. La matriz utilizada fue la siguiente:
Tabla 2. Matriz para el balance de carga de fundición.
ComponenteAleantes BASE SOREL Mn Si Cr
Composición teórica
%Wt C 0.031 3.99 0 0 0 0.5
%Wt Mn 0.127 0.008 100 0 0 0.7
%Wt Si 0.037 0.168 0 100 0 1.8
%Wt Cr 0 0 0 0 100 0.5
%Wt Fe 99.784 95.82 0 0 0 96.5
Luego de realizar procedimiento descrito a continuación, necesario para poder
determinar las cantidades de cada uno de los materiales a emplear en el proceso
de fundición, obtuvimos que para realizar la fundición de 20 Kg de material se
requería tener siguientes cantidades:
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Si despejamos:
Una vez obtenidos las proporciones de cada uno de los materiales a emplear, el
paso a seguir fue el de multiplicar por 20Kg, debido a que valor de masa
corresponde a la cantidad de material que se deseaba fabricar.
- BASE: 17.28Kg
- SOREL: 2.372Kg
- MANGANESO: 0.116Kg
- SILICIO: 0.348Kg
- CROMO: 0.1Kg
Según recomendación del PhD Arnoldo Bedolla Director del Instituto de
Investigación en Metalurgia y Materiales para compensar las pérdidas de material
durante el procedimiento por efectos de la oxidación, es necesario calcular un
exceso en los cuatro elementos aleantes de los materiales empleados en el
proceso, el hierro y el cromo. Ya que el Sorel y la Base presentan en sus
composiciones hierro, calculamos el exceso en el Sorel que presenta menor
cuantía y dicho exceso lo descontamos de la cantidad de Base a emplear.
Finalmente, los pesos de los materiales fueron:
C=20% - Cr= 20% - Mn=10% - Si=10%
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- BASE: 16.81Kg
- SOREL: 2.846Kg
- MANGANESO: 0.116Kg
- SILICIO: 0.348Kg
- CROMO: 0.120Kg
El proceso de colado del material fue llevado a cabo en dos lingoteras de sección
rectangular, como se ve en la Ilustración 1. Las cuales tenían una dimensión de
72mm x 70mm x 340mm de altura, para un volumen final por lingote de 1.714E-3
m^3 y una masa de 13.45Kg. Ilustración 1
Las cantidades reales empleadas varían un poco respecto a las teóricas
calculadas, debido a que los tramos de material impedían obtener la cifra exacta.
Los valores reales empleados están consignados en la Tabla 3.
Tabla 3. Pesos reales de los materiales empleados en la fundición
Componentes Cantidad Cantidad Teórica Cantidad real
Base (hierro bajo carbono) 16805,6 gr 16834 gr
Sorel 2846,4 gr 2852 gr
Mn 116 gr 116 gr
Silicio 348 gr 349 gr
Cromo 120 gr 120 gr
El proceso de fundición se llevó a cabo en un horno de inducción abierto que
poseía una capacidad máxima de 25 Kg. De acuerdo a la Tabla 4 para una carga
con una velocidad de fundición de 38Kg/h de Acero es necesario emplear una
potencia en el horno de aproximadamente 35kW y así obtener una temperatura de
material cercana a los 1650°C. En nuestro caso se emplearon 34kW y según la
experiencia del personal colaborador en el laboratorio de fundición la temperatura
alcanzada con ella está alrededor de los 1600°C. Durante este proceso se agregó
aluminio con el propósito de evitar la rápida oxidación del material fundido al estar
en contacto con el ambiente, por último, se agregaron los elementos aleantes en
estado puro para posteriormente realizar el vertimiento del acero dentro de las
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lingoteras como se puede apreciar en la Imagen 1. Todo el procedimiento tomó
aproximadamente una hora en llevarse a cabo.
Si ahondamos un poco en el proceso de vaciado o vertimiento de la fundición en
las lingoteras vemos que en ciertos puntos el material fundido y las paredes de las
mismas se encontraban fusionados. Un efecto que puede haberse presentado en
dichos puntos recibe el nombre de difusión, la cual es una característica
importante entre las estructuras del acero. La difusividad de cualquier elemento
aleante es mucho más rápida en el hierro α que en el hierro γ. Así mismo el
choque térmico entre la temperatura de la fundición y las lingoteras a su vez
influyo en dicho proceso de difusión ya que la teoría nos habla de a mayor
temperatura la difusión es mucho más fácil y rápida (Belzunce, 2001)
Tabla 4. Valores de potencias hornos abiertos de inducción (Botero)
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Ilustración 1. Lingoteras luego de ser llenadas con la fundición
Luego de realizar el desmolde y el respectivo corte de los tramos de material, este
se sometió a un proceso de laminación en caliente. El proceso de laminado en
caliente se lleva acabo comúnmente para aleaciones de aluminio y aceros
aleados. En él se manejan temperaturas superiores a 0.3 y 0.5 veces la
temperatura de fusión del material lo que corresponde al rango de temperaturas
de recristalización del mismo. (Escuela Colombiana de Ingenieria, 2011) Dentro de
dichas temperaturas lo que se busca es realizar una transformación en estado
sólido del material, sin que haya cambio de fase en él. (Merino, 2012) Partiendo de
que la temperatura de fusión lograda en la fundición es de 1600°C, el rango de
recristalización estaría encerrado entre los 480-800°C. A partir de la teoría y por
recomendación del PhD Arnoldo Bedolla se empleó una temperatura de 1000°
siendo esta una temperatura superior tanto a A3 como a la temperatura de
recristalización.
Corroborando la temperatura seleccionada para el proceso, se hace uso de las
formulas planteadas en Steel Forming and Heat Treating Handbook de Antonio
Augusto Gorni:
(1) Brandis
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Si reemplazamos lo porcentajes de la composición de material obtenemos:
Se introdujeron los tramos de material en una mufla eléctrica con dicha
temperatura durante una hora para garantizar que todo el material lograra tener
una temperatura uniforme. Culminado el tiempo de calentamiento los lingotes
fueron hechos pasar por un laminador de rodillos con inversor de giro. Durante
este proceso se obtuvo un cambio de sección transversal del 50%, es decir, las
probetas que contaban con una sección transversal rectangular de altura 45mm se
deformaron hasta conseguir que la altura final fuese de 22,5mm. Inmediatamente
terminado el proceso de laminación (el cual se realizaba con una minuciosa
agilidad) se introdujeron los lingotes en un recipiente que contenía un baño de
sales de nitruración, que permitió el enfriamiento rápido del material y así de
acuerdo a la literatura de cambios de fase dar pie al inicio de la formación de
bainita.
Dentro de las variables de la investigación está la aplicación del tratamiento
isotérmico durante dos periodos de tiempo diferentes, se determinaron lapsos de
permanencia de cuatro y ocho horas bajo el mismo para así poder establecer cuál
es el tiempo más óptimo para obtener una microestructura uniforme.
La literatura nos habla acerca de múltiples investigaciones realizadas alrededor de
los aceros bainíticos y el cómo mejorar ostensiblemente sus características
mecánicas debido a que muchas de ellas apuntan hacia un componente dentro de
la aleación, crucial para la obtención de la bainita, el silicio en porcentajes muy
cercanos al 1,5%Wt.
Tabla 5. Composición química final de la fundición obtenida por Difracción de RX
Componentes C Mn Si Cr
%Wt 0.45 0.723 1.46 0.744
Al Tb V Mg Cl S Mo
979ppm 860ppm 573ppm 570ppm 328ppm 253ppm 108ppm
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Se realizó el cálculo para la obtención del adecuado balance de cargas que sería
óptimo para la fabricación de este acero, con la consecución del material producto
de la fundición se efectuó una difracción de RX que nos arrojaría la composición
final con la que quedó conformada como se observa en la Tabla 5. Esta
composición resultante finalmente nos indicó que el porcentaje de silicio era de
1,46%Wt, quedando por debajo del valor porcentual esperado; esto podría llegar
atribuirse a que algunos componentes usados en el proceso de elaboración tales
como el Sorel y el material base, no poseían una homogeneidad total en sus
composiciones.
Así mismo en la composición anteriormente mencionada se destaca el valor
porcentual que posee el carbono que al ser de 0,45 %Wt, indicaría que el
resultado final con estos protocolos de fabricación es un acero aleado al Si-Mn con
contenido de carbono nominal entre 0,4 y 0,5%Wt según clasificación.
Una vez se contó con la composición química final de la fundición se aplicaron las
siguientes dos ecuaciones tomadas del libro Steel Forming and Heat Treating
Handbook:
(1) Kirkaldy
(2) Andrews
Con ellas se calcularon los dos rangos límite de temperatura para la formación de
Bainita, obteniendo los siguientes resultados.
En la Ilustración 2. podemos apreciar el diagrama TTT simulado con en el software
Jmat Pro con licencia a nombre del Instituto de Investigación en Metalurgia y
Materiales, en el cual se muestra el cambio de la fase bainítica entre las curvas C
de color verde entre las temperaturas de 300°C y 500°C, que se aproximan a las
calculadas con las anteriores ecuaciones.
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Ilustración 2. Diagrama TTT simulado en Jmat Pro
Finalizado el procedimiento del tratamiento termomecánico para los casos de
estudio, se prepararon las muestras metalográficas para su respectivo análisis
bajo los siguientes ensayos: micrografía óptica, dureza superficial, micrografía
electrónica de barrido, difracción de rayos X y ensayo de impacto Charpy.
Dentro de nuestro estudio se realizó un proceso de fundición con una serie de
aleantes seleccionados por su amplio renombre a nivel investigativo y por el
aporte de características al material, con miras a la obtención de una
microestructura específica. Como podemos apreciar en la Ilustración 3 la
micrografía del material de fundición presenta unas inclusiones de carbono.
Ilustración 3. Micrografía 50X material As-cast sin atacar
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Con el fin de ahondar un poco más en las características que presentan las
micrografías resultantes del material As-cast, se hace una valoración en el
software Image J, el cual realiza un análisis de la imagen cambiando la cantidad
de bits que definen cada pixel de la misma y reemplazando esta definición por una
de 8 bits, permitiendo cuantificar de una manera más fácil la cantidad de puntos de
un determinado tono (256 en total) entre la gama de la escala de grises. De esta
manera obtiene una tabla de histograma la cual podrá graficar en tres dimensiones
mostrando la existencia de algunas particularidades en la superficie de las
probetas. (Cornel)
(a) (b)
(c)
Ilustración 4. (a) Micrografía 1000X As-cast sin atacar; (b) Imagen modificada a 8-bit Software Image J ; (c) Histograma generado por el software Image J.
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Realizando la selección de la Ilustración 4 se hizo un paso a paso en el análisis de
la micrografía obtenida por medio del software Image J (Licencia gratuita) que nos
permitió discernir si la superficie del material presenta o no discontinuidades y en
caso afirmativo que tipo de ellas. Como se aprecia en la Grafica 2 en donde los
puntos del histograma dan evidencia de la posible presencia de poros sobre la
superficie del material obtenido en la fundición.
Grafica 1. Representación en 3D del histograma Ilustración 3(c).
En la Ilustración 5(a) se puede apreciar la microestructura presente en el material
en estado de fundición, en ella se identifican al interior de los granos fases
perlíticas tanto de perlita gruesa como de perlita fina.
(a) (b)
Ilustración 5. (a) Micrografía 1000X material As-cast atacada Nital 2%; (b) Detalle de fases perlíticas presentes
En el detalle de la Ilustración 5(b) se destacan los granos de perlita que están
constituidos de forma bifásica, es decir, las zonas claras y alargadas corresponden
a Fe-Fe3C (Cementita) en una matriz de hierro α (Ferrita).
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En ocasiones la perlita puede presentarse de una tonalidad oscura al ser
observada bajo el microscopio óptico, debido a que la estructura laminar es muy
fina. En condiciones normales de ataque las fases ferrita y cementita tendrán una
coloración clara, pero para el caso debido al gran número de límites de grano
entre la matriz ferrítica y las láminas de cementita se produce la tonalidad oscura.
Si miramos, las múltiples investigaciones alrededor de la microestructura bainítica
podemos encontrar que desde finales de 1920 se adelantan grandes avances
pioneros en las transformaciones isotérmicas de la martensita a temperaturas por
encima de la temperatura inicial de formación de la martensita pero por debajo de
la temperatura de formación de la perlita fina, Davenport y Bain (1930)
descubrieron una formación microestructural con una característica acicular de
inclusiones oscuras muy diferente a la martensita y perlita que hasta la fecha se
había estudiado. Llamada en primera medida ―Martensita-Troostita‖. Luego de un
sin número de intentos para determinar los límites de formación de dicha
microestructura se pudo obtener la definición de lo que hoy llamamos Bainita, que
podremos encontrarla en dos disposiciones microestructurales, ambas descritas
como inclusiones o agregados de láminas paralelas entre sí. (Bhadeshia, 2015)
Consideremos ahora que los procesos que deben ocurrir para que finalmente se
produzca una transformación de toda la austenita obtenida, pueden
abarcar metodologías de conformación como la causada por el efecto TRIP. Los
aceros TRIP (Transformation Induced by Plasticity) hacen parte de la primera
generación de aceros avanzados de alta resistencia AHSS (Advanced High
Strength Steels). Son aceros con composiciones químicas muy simples (Fe-C-Mn-
Si/Al) cuyas excelentes propiedades mecánicas y de conformabilidad se deben a
configuraciones microestructurales específicas que se obtienen mediante recocido
del producto laminado en frío o directamente laminado en caliente. (Cornide, 2012)
Así mismo cabe mencionar un factor clave en la diferenciación que existe entre los
aceros de alta resistencia o HSS (High Strength Steels) y los aceros AHSS
(Advanced High Strength Steels), la cual radica básicamente en el hecho de que
los primeros respectivamente mencionados son monofásicos al contar con una
estructura ferrítica mientras que los AHSS están microestructurados en dos o más
fases ferrita, martensita, austenita retenida y bainita. (Cornide, 2012)
Conforme a las consideraciones mencionadas anteriormente para lograr la
fabricación de estos aceros, se destaca el hecho de que una vez haya sido
inducida la deformación por plasticidad se deba generar un procedimiento
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mediante el cual se pueda realizar una adecuada transformación de la fase que
conforma esta microestructura. Esto se logra a través de la aplicación de un
tratamiento isotérmico, en este caso será un austemperado o temple bainítico que
nos favorecerá el paso de austenita a bainita; para llevar a cabo este proceso es
necesario hacer un rápido descenso desde la temperatura de austenización hasta
una temperatura dentro de rango inicio de formación de martensita (Ms) y de
bainita (Bs). Lo que finalmente dará como resultado será una modificación de las
fases presentes, siendo notorio este cambio en las micrografías observadas al dar
cuantía de formaciones de austenita retenida, ferrita y bainita. Se determinó que
para el tratamiento isotérmico de Austemperado la temperatura a emplear sería de
450°C.
Para que se produzca la formación de bainita es necesario que se presenten
cambios en la condición de paraequilibrio existente, difusión de carbono y tiempo.
Es producto de una nucleación y un crecimiento que en algunos casos puede no
ser proceso completo debido a que se generan remanentes de austenita los
cuales pueden permanecer por periodos de tiempo perennemente largos.
Finalmente se puede decir que la bainita, así como la perlita están constituidas por
una mezcla de ferrita y carburo de hierro (Fe3C). (Merino, 2012)
Ilustración 6. Micrografía 1000X Acero tratado isotérmicamente durante 4 horas
En la Ilustración 6 se puede observar una microestructura bainítica en mayor
medida compuesta por bainita superior, destacada por presentar formaciones
arborescentes, en donde vemos que el crecimiento de la bainita sigue una
alternancia en la nucleación de la ferrita y la placas de cementita, dentro de la
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imagen se pueden apreciar las denominadas ―plumas de bainita‖ contenidas en un
matriz martensítica.
La micromorfología que presenta la bainita dependerá directamente de la
temperatura a la que se produzca; si esta se constituye a temperaturas
aproximadamente a los 400°C o superiores se obtendrán formaciones
arborescentes que, para un acero de contenido medio de C, este presentará
algunos mecanismos de crecimiento distintos a lo de un acero bajo o alto carbono.
Al haber mayor contenido de carbono esto facilitará la nucleación de Fe3C y el
crecimiento de la bainita seguirá ahora una secuencia de alternancia en la
nucleación de la ferrita y placas de carburo, describiendo las formaciones en
―Plumas de bainita‖. Por otro lado, el mecanismo de formación de bainita inferior y
su morfología son relativamente independientes del contenido en carbono; otro
factor que debe necesariamente cumplirse es que está transformación tenga lugar
en una temperatura aproximadamente de 270°C (Merino, 2012)
Sin embargo, más adelante se podrá corroborar la presencia de dicha
microestructura bajo el análisis de las imágenes obtenidas con el microscopio
electrónico de barrido.
Ilustración 7. Micrografía 1000X Acero tratado isotérmicamente durante 4 horas
Dentro de la Ilustración 7 se encierran dos líneas bastante tenues en donde
distinguimos pequeñas acumulaciones de una fase en específico allí, como se ve
no encierran por completo un área de la superficie del material lo que evidencia
que para este tiempo de tratamiento (4 horas) no ha transcurrido el tiempo
requerido para que haya una mayor difusión del carbono o de los carburos
presentes (cementita)
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―Los aceros bainíticos son más duros y resistentes que los perlíticos porque tienen
una estructura más fina a base de partículas diminutas de Fe3C en una matriz
ferrítica; por este motivo exhiben una interesante combinación de resistencia y
ductilidad‖. (Callister, 2002). Debido a que se distribuyen de una manera muy
cercana entre si las placas de cementita separadas unas de otras por ferrita, la
característica de la dureza del material final tiende a ser superior a los aceros
conformados por otros tipos de microestructuras.
En la Ilustración 8, se aprecia una micrografía del material únicamente tratado por
un lapso de ocho horas, en donde las zonas con acumulación de microestructuras
que evidenciaban en el material tratado por 4 horas nuevamente aparecen en
mayor cantidad (cementita). A su vez también vemos como continúan presentes
las formaciones de bainita con características de láminas dispuestas en grupos
con la misma dirección dependiendo de la forma en que nuclean con respecto a la
austenita. (Merino, 2012)
Ilustración 8. Micrografía 1000X Acero tratado isotérmicamente durante 8 horas
En las Gráficas 2 y 3 podemos ver representadas para cada una de los tiempos
empleados en el procedimiento de tratamiento isotérmico. Este difiere de los
diagramas en los Gráficas 3 y 4 en que las temperaturas al finalizar el proceso de
deformación plástica son inferiores a las que presentaba el material al cual
únicamente se le realizo el tratamiento.
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Ilustración 9. Micrografía 50X Acero laminado y tratado isotérmicamente durante
4 horas
Como producto final del proceso de laminación y tratamiento durante 4 horas,
podemos encontrar una microestructura en la que se observan cambios
macroscópicos entre los que se destacan la homogeneidad de las fases presentes
y la compactación de los granos. En la Ilustración 9 se visualiza el aspecto global
de esta microestructura, donde se aprecia claramente la dirección horizontal del
proceso de deformación plástica realizada, adicionalmente se identifica un cambio
en la micro estructura al analizar el material bajo más aumentos. Al realizar una
comparación entre las dos probetas a las que se les aplico el mismo tiempo de
tratamiento (2400s), se hace evidente en la Ilustración 10 (b), la presencia de
grandes acumulaciones de ferrita dúctil con islotes de bainita y austenita retenida
en su interior, producto de la transformación plástica inducida según lo indica la
teoría. (ArcelorMittal, 2018)
33
Grafica 2. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material únicamente tratado por 4 horas
34
Grafica 3. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material únicamente tratado por 8 horas
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Grafica 4. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material deformado plásticamente al 50% y tratado por 4 horas
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Grafica 5. Grafica de temperaturas del proceso realizado vs diagrama TTT material deformado plásticamente al 50% y tratado por 8 horas
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(a) (b)
Ilustración 10. Comparación micrografías material tratado por cuatro horas 1000X. (a) Sin deformacion (b) Deformado al 50%
Como se observa en la Ilustración 10, se hace un análisis comparativo en las
micrografías obtenidas para los dos casos de austemperado, evidenciando con
claridad el efecto que genera la deformación plástica en la microestructura; en la
Ilustración 10(b) posiblemente el efecto que se observa tiene su explicación
debido a la compresión granular generada, pues se destacan islotes de fase
ferrítica grandes (zonas más oscuras) así como de ferrita bainítica en las zonas
claras, que inclusive llegan a formarse intragranularmente de forma muy similar a
la ferrita idiomórfica, a su vez encontramos como acompañando la bainita se hace
presente austenita retenida producto de la aplicación de la deformación con el
proceso de laminación.
Las micrografías SEM Ilustración 11 (a-d) confirman la presencia de formaciones
de bainita que se reconocen por tener un aspecto en forma de pluma, como
anteriormente se mencionó, estas corresponden a formaciones de bainita
arborescente o superior.
A su vez se puede llegar a considerar que las zonas más oscuras presentes en las
imágenes, corresponderían a formaciones de ferrita dúctil y los espacios donde se
diferencian formaciones de agujas serian de bainita superior (se identifican finas
placas en las que se encuentran partículas de Fe3C que han nucleado en esos
sitios) y en aquellas zonas un poco más claras que poseen una particular
uniformidad se ubica la fase de austenita retenida; de esta manera es como se
observaría la manera en que se encuentra microconformado un acero TRIP.
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(a) (b)
(c) (d) Ilustración 11. Micrografías SEM para el material laminado y tratado durante 4
horas
El microscopio electrónico a su vez permitió identificar la composición química de
determinados puntos de interés presentes en un área aleatoria de análisis. Para el
caso se examinaron tres puntos con características de formas diferentes
(Ilustración 12), sin embargo, los resultados arrojados indicaron composiciones
bastante similares en las ubicaciones de seleccionadas.
39
Ilustración 12. Puntos para análisis de la composición química
Grafica 6. Análisis de composición química Punto 1 Ilustración 12 para la muestra laminada y tratada durante 4 horas.
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Tabla 6. Porcentajes de aleantes Punto 1 Ilustración 12
Ahora veamos los cambios que se manifestaron en el material deformado
plásticamente y tratado isotérmicamente durante un periodo de ocho horas. En la
Ilustración 14 se muestra una micrografía del material resultante a 50 aumentos,
en donde también se logra reconocer fácilmente la dirección en la que se realizó el
laminado y el efecto de compresión granular. Si nos detenemos a realizar una
comparación macroscópica del material laminado y tratado por 4 horas versus el
mismo pero tratado durante 8 horas, se logra evidenciar que este último presenta
una distribución más uniforme de la austenita retenida, presumiblemente por pasar
el doble de tiempo sometido al tratamiento.
42
Ilustración 13. Micrografía 50X Acero laminado y tratado isotérmicamente durante
4 horas
Como se analizó en las micrografías anteriores en las que se hablaba acerca de la
aparición de bordes de granos definidos por la presencia de γ´ en ellos, podemos
identificar que para el material sometido a la deformación plástica ocurre algo
similar; áreas que albergan en sus espacios ferrita la cual se caracteriza por
presentar una tonalidad más oscura que las demás microestructuras. Así mismo
en las dos micrografías de la Ilustración 14 también distinguimos que
acompañando a esta fase se encuentra también ferrita bainítica en el interior de
dichos granos.
(a) (b)
Ilustración 14. Comparación micrografías material tratado por ocho horas 1000X. (a) Sin deformacion (b) Deformado al 50%
43
Los carburos son grandes responsables en la falla anticipada de algunos aceros
bainíticos debido la fina dispersión de ellos, sin embargo, en este tipo de
aleaciones estos precipitan de formas diferentes dependiendo de si se trata de
bainita superior o inferior. Para esta investigación se determinó que la
precipitación de los carburos se dio a través de la bainita superior, ya que esta
aleación cuenta con un contenido de 1,46%wt de silicio estando muy cerca del
valor mínimo requerido para evitar la formación de cementita (carburo más
común), si dentro del proceso no se presenta ningún obstáculo cinético la
precipitación de estos carburos acompaña el crecimiento de la bainita superior
cuando la temperatura de transformación está por debajo de Tc. (Sierra, 2011)
La reacción bainítica presenta una naturaleza dual; por un lado, se dan procesos
de nucleación y crecimiento como ocurre en la formación de perlita y por otra parte
se manifiestan características propias de la reacción martensítica, debido a que
ambas tienen un ordenamiento en forma de placas. La teoría indica que un factor
crucial que permite separar las zonas de temperatura en la que se da la
transformación de austenita a perlita o bainita es la presencia de elementos
aleados en solución solida de la austenita. (Merino, 2012)
A su vez si analizamos más a fondo las imágenes obtenidas con el SEM
podremos comprobar que con el mismo mecanismo de formación de la bainita, se
puede presentar la formación de ferrita acicular; ambas microestructuras tienen la
particularidad de formarse a temperaturas superiores a la temperatura de
formación martensítica y por debajo de la temperatura de formación de ferrita
Widmanstätten (alrededor de 725°C). El factor determinante para la diferenciación
entre ambas microestructuras es el lugar y la forma en que nuclean. Como se
observa en la Ilustración 11 la bainita nuclea en los bordes de grano austenítico,
mientras que la ferrita acicular lo hace heterogéneamente en inclusiones no
metálicas. (Santofimia, 2006)
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Ilustración 15 Representación de la formación de bainita y ferrita acicular (Santofimia, 2006, pág. 11)
Por ejemplo, en la Ilustración 16(b) basados en la teoría anteriormente expuesta
encontramos que el material tratado por ocho horas presenta pequeñas
formaciones con características similares a las que se describen para la ferrita
acicular, en la que se destacan estructuras con forma de agujas orientadas al azar
y ubicadas intragranularmente. En comparación las formaciones de bainita
presentan una nucleación que se da desde los bordes del grano austenítico con
un sentido homogéneo hacia el interior del mismo.
(a) (b)
Ilustración 16. (a) Micrografía electrónica de barrido del material laminado y tratado durante 8 horas; (b) Ampliación de imagen a) destacando formación de
ferrita acicular.
Del mismo modo dentro de la microestructura para el material laminado y tratado
por ocho horas vemos como al emplear una temperatura de tratamiento isotérmico
dentro del rango de formación de la bainita, pero más cercana al límite superior de
temperatura para formación de la misma, (temperatura de formación de bainita
superior) vemos como en mayor medida las microestructuras reflejadas en las
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Ilustraciones 17 (a,b,c,d) presentan una forma arborescente característica de la
bainita en mención.
(a) (b)
(c) (d)
Ilustración 17. Micrografías SEM para el material laminado y tratado durante 8 horas
Tanto en el material laminado y tratado por 4 horas como para el material
laminado y tratado por 8 horas, se evidencia la presencia de zonas con una
coloración más clara y sin formaciones de placas de bainita en su interior, basados
en la teoría consultada se llega a la determinación de que en dichas zonas hay
presencia de austenita retenida como se aprecian en la Ilustración 18.
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(a) (b)
Ilustración 18. Comparación micrografías SEM material deformado al 50% 5000X. (a) Tratado por cuatro horas (b) Tratado por ocho horas
Así mismo como en la Ilustración 18(a) la zona encerrada en rojo nos muestra una
interacción entre dos microestructuras, se distingue un área que se presume es
ferrita que durante las cuatro horas de tratamiento no tuvo una transformación a
otra fase y quedo encerrada dentro de un grupo de austenita. Caso contrario el
que se aprecia en la Ilustración 18(b) en donde dicha particularidad no se
manifiesta.
Ilustración 19. Incrustación de sulfuro en material
La presencia de algunas discontinuidades se hace evidente gracias a las
micrografías obtenidas con el microscopio electrónico de barrido; que para el caso
de la Ilustración 19 nos deja ver la forma en que se manifiesta una posible
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incrustación de sulfuro, conclusión a la que llegamos gracias a que el SEM nos
permite determinar los componentes o elementos químicos presentes en una zona
específica, para este caso el punto 1. Composición que está representada en la
Gráfica 9 con los datos de la Tabla 6. Viendo en mayor proporción azufre en dicho
punto.
Grafica 9. Análisis de composición química Punto 1 Ilustración 19 para la muestra
laminada y tratada durante 8 horas.
Tabla 9. Medición realizada por el microscopio electrónico de barrido para la Ilustración 18