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EFECTO DEL TRATAMIENTO TERMICO INTERCRITICO SOBRELAS PROPIEDADES MECANICAS DEL ACERO COMERCIAL -AfSI SAE 8615 MARIA EUGENIA MuNoz AMARILES Dirigido de Grado presentado .. como requisito parcial para optar al titulo de Especialista en Tratamientos Termicos. Director: HORACIO SIERRA RESTREPO UNIVERSIDAD NACIONAL DE COLOMBIA SECCIONAL MEDELLiN ' FACULTAD NACIONAL DE MINAS INGENIERIA MECANICA 6 4000 00037139 6 o
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EFECTO DEL TRATAMIENTO TERMICO INTERCRITICO SOBRELAS PROPIEDADES MECANICAS DEL ACERO COMERCIAL -AfSI SAE 8615
MARIA EUGENIA MuNoz AMARILES
~rabajo Dirigido de Grado presentado como requisito parcial para optar al titulo
de Especialista en Tratamientos Termicos
Director HORACIO SIERRA RESTREPO
UNIVERSIDAD NACIONAL DE COLOMBIA
SECCIONAL MEDELLiN
FACULTAD NACIONAL DE MINAS
INGENIERIA MECANICA
6 4000 00037139 6
o
LA PERSONA GANADORA
Es la que sabe que sus victorias no esttin medidas por el numero de personas que dejo atrtis sino por el numero de veces que se supero a simisma
Es la que ha descubierto que su actitud frente a la vida es definitiva para la reillizacion de sus metas y ha aprendido a convertir las fantasias del ayer en reaJidades dei hoy
Es la que recono~e que su actividad y forma de vid(l no esttin esculpidas en piedra asi que permanece abierta a los cambios a nuevos horizontesa otros estilos de vida
Es la que observa los errores pasados procurando aprender de ellos pero sin caer en critidsmos excesivos ni en perfeccionamientos imposibles
Es 1a que cultiva su capacidad de comunicacion pues la estima como uno de sus mas valiosos recursos
Es la que enfrenta los problemas tan pronto como puede concentrtindose en las soluciQnes con fuerza y decisiOn
La persona ganadora es la que sabe quererse a si misma sin por ello dejar de querer y ayudar a los demtis
Es la que ha aprendido a ver y recibir 10 mejor de cada situacion aun en las circunstancias mas adversas
Es ademtis la que conj1a en sfv en los demtis para lograr un desenvolvimiento middot pleno y eficaz
Irene Kassorla
TABLA DE CONTENIDO
Pag
LISTA DE TABLAS VI
LISTA DE FIOURAS Vll
RESUMEN x
1 INTRODUCCION 1
2 TRATAMIENTO TERMICO INTERCRiTICO 5
3 TRANSFQRMACIONES DURANTE EL SOSTENIMIENTO 8 DENTRO DEL RANOO INTERCRiTICO
31 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE EL 9 CALENTAMIENTO DE UN ACERO FERRITICOshyPERLiTICO LAMINADO EN CALIENTE
32 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE EL 14 CALENTAMIENTO DE UN ACERO FERRI TIC 0shyPERLiTICO DEFORMADO EN FRiO
33 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE middotEL 16 CAtENTAMIENTO DE UN ACERO MARTENSiTICO 0 BAINiTICO
34 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DE UN 17
ACERO QUE TIENE UNA ESTRUCTURA AUSTENiTICA JUSTO ANTES DEL CALENTAMIENTO DENTRO DEL
111 Clto3f139G
middotRANGO INTERCRiTICO
35 COMP ARACION DEL EFECTO DE LAS DIFERENTES 18 ESTRUCTURAS DE PARTIDA SOBRE LAS CANTIDADES DE AUSTENITA OBTENIDAS DURANTE EL SOSTENIMIENTO DENTRO DEL RANGO INTERCRiTICO
4 PROPIEDADESMECANICAS 25
41 RESISTENCIA 25
42 DUCTILIDAD 30
43 TENACIDAD 35
44 EFECTO DE LAS CONDICIONES DE middot ENFRIAMIENTO 42 SOBRE LAS PROPIEDADES MECANICAS DE LOS ACEROSDE DOBLE FASE
5 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 46
51 CICLOS DE TRATAMIENTO DISENADOS 47
511 Temple Convencional 49
512 Temple + Temple Intercritico 50
513 Temple intercritico 51
514 Cementaci6n + Temple 52middot
515 Cementaci6n + Temple Intercritico 53
516 Normalizado 54
517 Temple + Normalizado Intercritico 55
518 Normalizado Intercritico 56
519 Cementaci6n + Normalizado 57
5110 Cementaci6n + N ormalizado Intercritico 58
IV
6
7
RESULTADOS Y DISCUSION
CONCLUSIONES
BIDLIOGRAFiA
ANEXO 1 DISPOSITIVO DISENADO PARA REDUCIR LA OSCILACON middot DE LA TEMPERATURA DE LAS PROBETAS DENTRO DEL HORNO DESDE plusmn9 degC HASTA plusmn 1degC
59
86
88
93
v
0
LISTA DE TABLAS
TABLAl
TABLA 1 A
TABLA 2
TABLA 3
TABLA 4
Resumen gratico de las transfonnaciones durante el sostenimiento dentro del rango intercritico
Perfil de concentraci6n de los solutos durante la transfonnaci6n hacia Austenita a una temperatura intercritica fij a
Esquemas de defonnaci6n y los modelos de fractura experimentados por un acero sostenido a middot las temperaturas extremas dentro del rango intercritico
Equipos utilizados en la fase experimental
Registro de las propiedades mecanjcas obtenidas
22 23
0 24
45
47
60
VI
LISTA DE FIGURAS
Pag
FIGURA 1 Zona bifasica Ferrita-Austenita en el diagrama de fases 6 Hierro-carbono
FIGURA 2 Maxima cantidad de austenita formada en varios aceros a 7middot 725degC con un tiempo de sostenimiento de 400 minutos
FIGURA 3 Formaci6n preferencial de la austenita en los limites -de la middot 10 colonia de Perlita durante el sostenimiento a 753degC
FIGURA 4 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 11 las cineticas de formaci6n de la Austenita en un acero 011 C - 158Mn - OASi laminado en caliente
FIGURA 5 Diagtama de formaci6n de la Austenita en un acero con 13 012C - 15Mn
FIGURA 6 Efecto de la deformaci6n en frio sobre las cineticas de 15 formaci6n de la Austenita de un acero con 011 C - 158Mri - OASi a 735degC
FIGURA 7 Datos experimentales de la variaci6n de la cantidad de 19 Austenita formada con la temperatura de sostenimiento
intercritioa para un tiempo de sostenimiento de 15 minutos
FIGURA 8 Comparaci61l de la fracci6n volumetrica de Martensita 20 medida con la predicha por el modelo de equilibrio parcial para el acero 02C - 089Mn - OA6Si - OA7Cr con un tiempo de sostenimiento d~ 15 minutos
Vll
FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
64
FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
76
IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
LA PERSONA GANADORA
Es la que sabe que sus victorias no esttin medidas por el numero de personas que dejo atrtis sino por el numero de veces que se supero a simisma
Es la que ha descubierto que su actitud frente a la vida es definitiva para la reillizacion de sus metas y ha aprendido a convertir las fantasias del ayer en reaJidades dei hoy
Es la que recono~e que su actividad y forma de vid(l no esttin esculpidas en piedra asi que permanece abierta a los cambios a nuevos horizontesa otros estilos de vida
Es la que observa los errores pasados procurando aprender de ellos pero sin caer en critidsmos excesivos ni en perfeccionamientos imposibles
Es 1a que cultiva su capacidad de comunicacion pues la estima como uno de sus mas valiosos recursos
Es la que enfrenta los problemas tan pronto como puede concentrtindose en las soluciQnes con fuerza y decisiOn
La persona ganadora es la que sabe quererse a si misma sin por ello dejar de querer y ayudar a los demtis
Es la que ha aprendido a ver y recibir 10 mejor de cada situacion aun en las circunstancias mas adversas
Es ademtis la que conj1a en sfv en los demtis para lograr un desenvolvimiento middot pleno y eficaz
Irene Kassorla
TABLA DE CONTENIDO
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LISTA DE TABLAS VI
LISTA DE FIOURAS Vll
RESUMEN x
1 INTRODUCCION 1
2 TRATAMIENTO TERMICO INTERCRiTICO 5
3 TRANSFQRMACIONES DURANTE EL SOSTENIMIENTO 8 DENTRO DEL RANOO INTERCRiTICO
31 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE EL 9 CALENTAMIENTO DE UN ACERO FERRITICOshyPERLiTICO LAMINADO EN CALIENTE
32 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE EL 14 CALENTAMIENTO DE UN ACERO FERRI TIC 0shyPERLiTICO DEFORMADO EN FRiO
33 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE middotEL 16 CAtENTAMIENTO DE UN ACERO MARTENSiTICO 0 BAINiTICO
34 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DE UN 17
ACERO QUE TIENE UNA ESTRUCTURA AUSTENiTICA JUSTO ANTES DEL CALENTAMIENTO DENTRO DEL
111 Clto3f139G
middotRANGO INTERCRiTICO
35 COMP ARACION DEL EFECTO DE LAS DIFERENTES 18 ESTRUCTURAS DE PARTIDA SOBRE LAS CANTIDADES DE AUSTENITA OBTENIDAS DURANTE EL SOSTENIMIENTO DENTRO DEL RANGO INTERCRiTICO
4 PROPIEDADESMECANICAS 25
41 RESISTENCIA 25
42 DUCTILIDAD 30
43 TENACIDAD 35
44 EFECTO DE LAS CONDICIONES DE middot ENFRIAMIENTO 42 SOBRE LAS PROPIEDADES MECANICAS DE LOS ACEROSDE DOBLE FASE
5 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 46
51 CICLOS DE TRATAMIENTO DISENADOS 47
511 Temple Convencional 49
512 Temple + Temple Intercritico 50
513 Temple intercritico 51
514 Cementaci6n + Temple 52middot
515 Cementaci6n + Temple Intercritico 53
516 Normalizado 54
517 Temple + Normalizado Intercritico 55
518 Normalizado Intercritico 56
519 Cementaci6n + Normalizado 57
5110 Cementaci6n + N ormalizado Intercritico 58
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RESULTADOS Y DISCUSION
CONCLUSIONES
BIDLIOGRAFiA
ANEXO 1 DISPOSITIVO DISENADO PARA REDUCIR LA OSCILACON middot DE LA TEMPERATURA DE LAS PROBETAS DENTRO DEL HORNO DESDE plusmn9 degC HASTA plusmn 1degC
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LISTA DE TABLAS
TABLAl
TABLA 1 A
TABLA 2
TABLA 3
TABLA 4
Resumen gratico de las transfonnaciones durante el sostenimiento dentro del rango intercritico
Perfil de concentraci6n de los solutos durante la transfonnaci6n hacia Austenita a una temperatura intercritica fij a
Esquemas de defonnaci6n y los modelos de fractura experimentados por un acero sostenido a middot las temperaturas extremas dentro del rango intercritico
Equipos utilizados en la fase experimental
Registro de las propiedades mecanjcas obtenidas
22 23
0 24
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LISTA DE FIGURAS
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FIGURA 1 Zona bifasica Ferrita-Austenita en el diagrama de fases 6 Hierro-carbono
FIGURA 2 Maxima cantidad de austenita formada en varios aceros a 7middot 725degC con un tiempo de sostenimiento de 400 minutos
FIGURA 3 Formaci6n preferencial de la austenita en los limites -de la middot 10 colonia de Perlita durante el sostenimiento a 753degC
FIGURA 4 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 11 las cineticas de formaci6n de la Austenita en un acero 011 C - 158Mn - OASi laminado en caliente
FIGURA 5 Diagtama de formaci6n de la Austenita en un acero con 13 012C - 15Mn
FIGURA 6 Efecto de la deformaci6n en frio sobre las cineticas de 15 formaci6n de la Austenita de un acero con 011 C - 158Mri - OASi a 735degC
FIGURA 7 Datos experimentales de la variaci6n de la cantidad de 19 Austenita formada con la temperatura de sostenimiento
intercritioa para un tiempo de sostenimiento de 15 minutos
FIGURA 8 Comparaci61l de la fracci6n volumetrica de Martensita 20 medida con la predicha por el modelo de equilibrio parcial para el acero 02C - 089Mn - OA6Si - OA7Cr con un tiempo de sostenimiento d~ 15 minutos
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FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
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FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
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FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
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FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
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IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
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TABLA DE CONTENIDO
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LISTA DE TABLAS VI
LISTA DE FIOURAS Vll
RESUMEN x
1 INTRODUCCION 1
2 TRATAMIENTO TERMICO INTERCRiTICO 5
3 TRANSFQRMACIONES DURANTE EL SOSTENIMIENTO 8 DENTRO DEL RANOO INTERCRiTICO
31 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE EL 9 CALENTAMIENTO DE UN ACERO FERRITICOshyPERLiTICO LAMINADO EN CALIENTE
32 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE EL 14 CALENTAMIENTO DE UN ACERO FERRI TIC 0shyPERLiTICO DEFORMADO EN FRiO
33 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DURANTE middotEL 16 CAtENTAMIENTO DE UN ACERO MARTENSiTICO 0 BAINiTICO
34 NATURALEZA DE LA TRANSFORMACION DE UN 17
ACERO QUE TIENE UNA ESTRUCTURA AUSTENiTICA JUSTO ANTES DEL CALENTAMIENTO DENTRO DEL
111 Clto3f139G
middotRANGO INTERCRiTICO
35 COMP ARACION DEL EFECTO DE LAS DIFERENTES 18 ESTRUCTURAS DE PARTIDA SOBRE LAS CANTIDADES DE AUSTENITA OBTENIDAS DURANTE EL SOSTENIMIENTO DENTRO DEL RANGO INTERCRiTICO
4 PROPIEDADESMECANICAS 25
41 RESISTENCIA 25
42 DUCTILIDAD 30
43 TENACIDAD 35
44 EFECTO DE LAS CONDICIONES DE middot ENFRIAMIENTO 42 SOBRE LAS PROPIEDADES MECANICAS DE LOS ACEROSDE DOBLE FASE
5 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 46
51 CICLOS DE TRATAMIENTO DISENADOS 47
511 Temple Convencional 49
512 Temple + Temple Intercritico 50
513 Temple intercritico 51
514 Cementaci6n + Temple 52middot
515 Cementaci6n + Temple Intercritico 53
516 Normalizado 54
517 Temple + Normalizado Intercritico 55
518 Normalizado Intercritico 56
519 Cementaci6n + Normalizado 57
5110 Cementaci6n + N ormalizado Intercritico 58
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7
RESULTADOS Y DISCUSION
CONCLUSIONES
BIDLIOGRAFiA
ANEXO 1 DISPOSITIVO DISENADO PARA REDUCIR LA OSCILACON middot DE LA TEMPERATURA DE LAS PROBETAS DENTRO DEL HORNO DESDE plusmn9 degC HASTA plusmn 1degC
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LISTA DE TABLAS
TABLAl
TABLA 1 A
TABLA 2
TABLA 3
TABLA 4
Resumen gratico de las transfonnaciones durante el sostenimiento dentro del rango intercritico
Perfil de concentraci6n de los solutos durante la transfonnaci6n hacia Austenita a una temperatura intercritica fij a
Esquemas de defonnaci6n y los modelos de fractura experimentados por un acero sostenido a middot las temperaturas extremas dentro del rango intercritico
Equipos utilizados en la fase experimental
Registro de las propiedades mecanjcas obtenidas
22 23
0 24
45
47
60
VI
LISTA DE FIGURAS
Pag
FIGURA 1 Zona bifasica Ferrita-Austenita en el diagrama de fases 6 Hierro-carbono
FIGURA 2 Maxima cantidad de austenita formada en varios aceros a 7middot 725degC con un tiempo de sostenimiento de 400 minutos
FIGURA 3 Formaci6n preferencial de la austenita en los limites -de la middot 10 colonia de Perlita durante el sostenimiento a 753degC
FIGURA 4 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 11 las cineticas de formaci6n de la Austenita en un acero 011 C - 158Mn - OASi laminado en caliente
FIGURA 5 Diagtama de formaci6n de la Austenita en un acero con 13 012C - 15Mn
FIGURA 6 Efecto de la deformaci6n en frio sobre las cineticas de 15 formaci6n de la Austenita de un acero con 011 C - 158Mri - OASi a 735degC
FIGURA 7 Datos experimentales de la variaci6n de la cantidad de 19 Austenita formada con la temperatura de sostenimiento
intercritioa para un tiempo de sostenimiento de 15 minutos
FIGURA 8 Comparaci61l de la fracci6n volumetrica de Martensita 20 medida con la predicha por el modelo de equilibrio parcial para el acero 02C - 089Mn - OA6Si - OA7Cr con un tiempo de sostenimiento d~ 15 minutos
Vll
FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
64
FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
76
IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
middotRANGO INTERCRiTICO
35 COMP ARACION DEL EFECTO DE LAS DIFERENTES 18 ESTRUCTURAS DE PARTIDA SOBRE LAS CANTIDADES DE AUSTENITA OBTENIDAS DURANTE EL SOSTENIMIENTO DENTRO DEL RANGO INTERCRiTICO
4 PROPIEDADESMECANICAS 25
41 RESISTENCIA 25
42 DUCTILIDAD 30
43 TENACIDAD 35
44 EFECTO DE LAS CONDICIONES DE middot ENFRIAMIENTO 42 SOBRE LAS PROPIEDADES MECANICAS DE LOS ACEROSDE DOBLE FASE
5 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 46
51 CICLOS DE TRATAMIENTO DISENADOS 47
511 Temple Convencional 49
512 Temple + Temple Intercritico 50
513 Temple intercritico 51
514 Cementaci6n + Temple 52middot
515 Cementaci6n + Temple Intercritico 53
516 Normalizado 54
517 Temple + Normalizado Intercritico 55
518 Normalizado Intercritico 56
519 Cementaci6n + Normalizado 57
5110 Cementaci6n + N ormalizado Intercritico 58
IV
6
7
RESULTADOS Y DISCUSION
CONCLUSIONES
BIDLIOGRAFiA
ANEXO 1 DISPOSITIVO DISENADO PARA REDUCIR LA OSCILACON middot DE LA TEMPERATURA DE LAS PROBETAS DENTRO DEL HORNO DESDE plusmn9 degC HASTA plusmn 1degC
59
86
88
93
v
0
LISTA DE TABLAS
TABLAl
TABLA 1 A
TABLA 2
TABLA 3
TABLA 4
Resumen gratico de las transfonnaciones durante el sostenimiento dentro del rango intercritico
Perfil de concentraci6n de los solutos durante la transfonnaci6n hacia Austenita a una temperatura intercritica fij a
Esquemas de defonnaci6n y los modelos de fractura experimentados por un acero sostenido a middot las temperaturas extremas dentro del rango intercritico
Equipos utilizados en la fase experimental
Registro de las propiedades mecanjcas obtenidas
22 23
0 24
45
47
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VI
LISTA DE FIGURAS
Pag
FIGURA 1 Zona bifasica Ferrita-Austenita en el diagrama de fases 6 Hierro-carbono
FIGURA 2 Maxima cantidad de austenita formada en varios aceros a 7middot 725degC con un tiempo de sostenimiento de 400 minutos
FIGURA 3 Formaci6n preferencial de la austenita en los limites -de la middot 10 colonia de Perlita durante el sostenimiento a 753degC
FIGURA 4 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 11 las cineticas de formaci6n de la Austenita en un acero 011 C - 158Mn - OASi laminado en caliente
FIGURA 5 Diagtama de formaci6n de la Austenita en un acero con 13 012C - 15Mn
FIGURA 6 Efecto de la deformaci6n en frio sobre las cineticas de 15 formaci6n de la Austenita de un acero con 011 C - 158Mri - OASi a 735degC
FIGURA 7 Datos experimentales de la variaci6n de la cantidad de 19 Austenita formada con la temperatura de sostenimiento
intercritioa para un tiempo de sostenimiento de 15 minutos
FIGURA 8 Comparaci61l de la fracci6n volumetrica de Martensita 20 medida con la predicha por el modelo de equilibrio parcial para el acero 02C - 089Mn - OA6Si - OA7Cr con un tiempo de sostenimiento d~ 15 minutos
Vll
FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
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FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
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IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
6
7
RESULTADOS Y DISCUSION
CONCLUSIONES
BIDLIOGRAFiA
ANEXO 1 DISPOSITIVO DISENADO PARA REDUCIR LA OSCILACON middot DE LA TEMPERATURA DE LAS PROBETAS DENTRO DEL HORNO DESDE plusmn9 degC HASTA plusmn 1degC
59
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LISTA DE TABLAS
TABLAl
TABLA 1 A
TABLA 2
TABLA 3
TABLA 4
Resumen gratico de las transfonnaciones durante el sostenimiento dentro del rango intercritico
Perfil de concentraci6n de los solutos durante la transfonnaci6n hacia Austenita a una temperatura intercritica fij a
Esquemas de defonnaci6n y los modelos de fractura experimentados por un acero sostenido a middot las temperaturas extremas dentro del rango intercritico
Equipos utilizados en la fase experimental
Registro de las propiedades mecanjcas obtenidas
22 23
0 24
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LISTA DE FIGURAS
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FIGURA 1 Zona bifasica Ferrita-Austenita en el diagrama de fases 6 Hierro-carbono
FIGURA 2 Maxima cantidad de austenita formada en varios aceros a 7middot 725degC con un tiempo de sostenimiento de 400 minutos
FIGURA 3 Formaci6n preferencial de la austenita en los limites -de la middot 10 colonia de Perlita durante el sostenimiento a 753degC
FIGURA 4 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 11 las cineticas de formaci6n de la Austenita en un acero 011 C - 158Mn - OASi laminado en caliente
FIGURA 5 Diagtama de formaci6n de la Austenita en un acero con 13 012C - 15Mn
FIGURA 6 Efecto de la deformaci6n en frio sobre las cineticas de 15 formaci6n de la Austenita de un acero con 011 C - 158Mri - OASi a 735degC
FIGURA 7 Datos experimentales de la variaci6n de la cantidad de 19 Austenita formada con la temperatura de sostenimiento
intercritioa para un tiempo de sostenimiento de 15 minutos
FIGURA 8 Comparaci61l de la fracci6n volumetrica de Martensita 20 medida con la predicha por el modelo de equilibrio parcial para el acero 02C - 089Mn - OA6Si - OA7Cr con un tiempo de sostenimiento d~ 15 minutos
Vll
FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
64
FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
76
IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
0
LISTA DE TABLAS
TABLAl
TABLA 1 A
TABLA 2
TABLA 3
TABLA 4
Resumen gratico de las transfonnaciones durante el sostenimiento dentro del rango intercritico
Perfil de concentraci6n de los solutos durante la transfonnaci6n hacia Austenita a una temperatura intercritica fij a
Esquemas de defonnaci6n y los modelos de fractura experimentados por un acero sostenido a middot las temperaturas extremas dentro del rango intercritico
Equipos utilizados en la fase experimental
Registro de las propiedades mecanjcas obtenidas
22 23
0 24
45
47
60
VI
LISTA DE FIGURAS
Pag
FIGURA 1 Zona bifasica Ferrita-Austenita en el diagrama de fases 6 Hierro-carbono
FIGURA 2 Maxima cantidad de austenita formada en varios aceros a 7middot 725degC con un tiempo de sostenimiento de 400 minutos
FIGURA 3 Formaci6n preferencial de la austenita en los limites -de la middot 10 colonia de Perlita durante el sostenimiento a 753degC
FIGURA 4 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 11 las cineticas de formaci6n de la Austenita en un acero 011 C - 158Mn - OASi laminado en caliente
FIGURA 5 Diagtama de formaci6n de la Austenita en un acero con 13 012C - 15Mn
FIGURA 6 Efecto de la deformaci6n en frio sobre las cineticas de 15 formaci6n de la Austenita de un acero con 011 C - 158Mri - OASi a 735degC
FIGURA 7 Datos experimentales de la variaci6n de la cantidad de 19 Austenita formada con la temperatura de sostenimiento
intercritioa para un tiempo de sostenimiento de 15 minutos
FIGURA 8 Comparaci61l de la fracci6n volumetrica de Martensita 20 medida con la predicha por el modelo de equilibrio parcial para el acero 02C - 089Mn - OA6Si - OA7Cr con un tiempo de sostenimiento d~ 15 minutos
Vll
FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
64
FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
76
IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
LISTA DE FIGURAS
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FIGURA 1 Zona bifasica Ferrita-Austenita en el diagrama de fases 6 Hierro-carbono
FIGURA 2 Maxima cantidad de austenita formada en varios aceros a 7middot 725degC con un tiempo de sostenimiento de 400 minutos
FIGURA 3 Formaci6n preferencial de la austenita en los limites -de la middot 10 colonia de Perlita durante el sostenimiento a 753degC
FIGURA 4 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 11 las cineticas de formaci6n de la Austenita en un acero 011 C - 158Mn - OASi laminado en caliente
FIGURA 5 Diagtama de formaci6n de la Austenita en un acero con 13 012C - 15Mn
FIGURA 6 Efecto de la deformaci6n en frio sobre las cineticas de 15 formaci6n de la Austenita de un acero con 011 C - 158Mri - OASi a 735degC
FIGURA 7 Datos experimentales de la variaci6n de la cantidad de 19 Austenita formada con la temperatura de sostenimiento
intercritioa para un tiempo de sostenimiento de 15 minutos
FIGURA 8 Comparaci61l de la fracci6n volumetrica de Martensita 20 medida con la predicha por el modelo de equilibrio parcial para el acero 02C - 089Mn - OA6Si - OA7Cr con un tiempo de sostenimiento d~ 15 minutos
Vll
FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
64
FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
76
IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
FIGURA 9 Esfuerzo de Fluencia -a 1 de deformaci6n en aleaciones 26 Fe - Mn - C como una funci6n del contenido de Carbono y la temperatura de sostenimiento dentro dd -nmgo intercritico
FIGURA 10 Esfuerzo de Fluencia y Resistencia ala Tracci6ncomo U1)a 27 funci6n del porcentaje de Martensita para aleaciones Fe shyMn-C
FIGURA 11 Esfuerzo de Cedencia y Resistenciaa la Tracci6n de 1 de 29 deformaci6n como una funci6n de la temperatura de temple y el tamafio de grana de la Ferrita en aleacitmes Fe-Mn-C
FIGURA 12 Elongaci6n Uniforme como unafunCi6n de la Resistencia 30 a la Tracci6n para los aceros HASLA y aceros de Doble fase Fe - Mn - C
FIGURA 13 Deformaci6n Uniforme Verdadera como una funci6n de la 34 Resistencia a la Tracci6n del material y de varias resistencias de la F errita
FIGURA 14 Energia de Impacto Charpy con entaIl as de barras de l~ de 36 un acero LCC con un tiempo de sostenimiento de 2 horas y templadas en agua
FIGURA 15 Efecto de la temperatura de sostenimiento intercritica sobre 37 la Energia de impacto Charpy sobre barras de 1 de acero LCC templadas en agua con un tiempo de sostenimiento de 2 horas
FIGURA 16 La dureza como una funci6n de la temperatura de 43 sostenimiento intercritica y la velocidad de enfriamiento para un acero ASSAB Grado Tl Tipo A con un tiempo de sostenimiento de media hora
FIGURA 17 Microestructura obtenidacoti elTemple COlvencional 61
FIGURA18 Microestructura obtenida con el Temple + Temple 62 Intercritico
Vlll
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
64
FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
76
IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
FIGURA 19
FIGURA 20
Microestructura obtenida con el Temple Intercritico
Microestructura obtenida conla Cementaci6n + Temple Intercritico (capa)
63
64
FIGURA 21 Microestructura obtenida con la Cementaci6n + Temple bull
Intercritico (nucleo)
FIGURA 22 Microestructirra obtenida con el Normalizado convencional
67
68
FIGURA 23 Microestructura Intercritico
obtenida con Temple + Normalizado 69
FIGURA 24 Microestructura obtenida conun Normalizado Intercritico 70
FIGURA 25 Microestructura obtenidacon Cementaci6n + Norma1izado intercritico
71
FIGURA 26 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre el Limite Ehistico 72
FIGURA 27 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Resistencia Ultima
73
FIGURA 28Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Elongaci6n 74
FIGURA 29 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la Energia de impacto Charpy
75
FIGURA 30 Efecto de los ciclos de tratamiento sobre la relaci6n Limite EhisticolResistencia a la Tracci6n
76
IX
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
RESUMEN
El acero AISI SAE 8615 Recocido fue sometido a temple Intercritico y
Normalizado Intercrftico desde los estados iniciales de Recocido
Homogenizacion m~s Temple y Cementacion mas Temple Las estructuras
obtenidas se observaron con microscopio optico Las diferentes
microestnicturas se sometieron a las pruebas de fraccion y Charpy con entalla
Los resultados se compararon con las propiedades de los middot tratamientos
convencionales de Temple y Nonnalizado (obtenidas experimentalmente sobre
la misma barra) middoty con los valores minimos establecidos comercialmente para
las middot pruebas de Traccion adiciorialmente se hizo la correlacion
estructurapropiedades Se demostro 10 siguiente
El Temple Intercritico mas Revenido ofrece meJoras en la Ductilidad y
Tenacidad con una disminucion en la Resistencia debido a la aparicion de una
cantidad adicional de la fase F erritica y al refmamiento de grano obtenido con
este cicIo de tratamiento Adicionalmente antes de llevar el material a la
temperatura intercritica es esencial someterlo a un tratamiento de
homogenizacion para disminuir al maximo el bandeado tipico de este acero
Un Nonnalizado Intercritico con homogenizacion previa proporciona mejoras
en la Ductilidad y Tenacidad sin alterar la resistencia per6 cuando ermaterial
x
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
no es sometido a homogenizacion se obtiene un sacrificio de todas las
propiedades mecanicas sin excepcion
(
La implementacion de ~ste cicl~de tratamiento a nivel industrial cuenta con la
dificultad de la re~triccion de la temperatura a un fango muy estrecho debido a
que con gran facilidad s~ obtienen diferencias marcadas en las cantidades de las
fases Ferrita - Austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados
Xl
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
2
INTRODUCCION
En general cuando se analiza el comportamientomecanico de los acerosse
encuentra que hay un sacrificio de una propiedad en mejora de otra entre la
resistencia y la tenacidad independiente del proceso de manufactura empleado
En el caso de la industria automotriz cualquier acero que se utilice para
propositos es~cturales en un vehiculo debe tener una buena respuesta a nivel
de resistencia y sobrevivir a defonnaciones substanciales dadas las severas
condiciones de trabajo De otro lado los parachoques y los rines son piezas ~
que tfenen formas muy complejas producidas por estampacion por esta middot razon
se reqUlere que las chapas tengan una elevada ductilidad para J]oder ser
conformadas
Para obtener un buen compromiso entre estas propiedades se construian piezas
robustas en aceros de alta resistencia y baja aleaci6n 0 aceros microaleados
con estruchrras feritico-perliticas los cuales eran sometidos a procesos de
refinamiento de grano y control de la forma de las inclusiones para mejorar la
tenacidadshy
A raiz de la crisis energetica la industria automotriz se vio en la obligaci6n de
reducir el peso de los vehiculos al efectuarse esta reduccion obligatoriamente
el material asume la responsabilidad ante las exigencias de resistencia y
tenacidad descritas anteriormente Dado que los aceros inicroaleados tienen
l
una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
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una re~istencia superior a la de los aceros al carbona convencionales pero
tienen a lavez una ductilidad muy pobre se emprendieron investigaciones para
rheJorar suo ductilidad sin sacrificar significativamente la resistencia Los
desarrollos obtenidos reportaron que Una microestructura compuesta de una
fase martensitica dura embebida en una matriz blanda de ferritamiddot ofrece Un mejor
compromiso eptre resistencia y ductilidad al compararla con la estructura
ferritico perlitica convencional
En el caso de las piezas fundidas en aceros que trabajan a bajas temperaturas
las especificaCiones de la tenacidad al impacto son normalmente las mas
dificiles de cumplir por que esta depende criticamente de lactor~s como la
composicion practica de desoxidacion y tratamiento termico Los metodos
convencionales para mejorar las propiedad~s de impacto inc1uyen la
disminucion del carbono y del azufre mediante un tratamiento en cuchara la
modificacion de la relacion manganesocarbono la adicion de elementos middot middot
aleantes tales como el Niquel eromo 0 Molibdeno la estabilizacion 0
modificacion de la forma de las inc1usiones de Sulfuros por hi adioion de
tierras raras 0 modificando la microestructura mediante untratamiento termico
En la practica los tratamientos en cuchara y la adicion de aleantes son costosos
y ott-os no son accesibles para una fundicion normal 0 son limitados en su rango
de aplicacion por 10 tanto es conveniente explorar laposibilidad de encontrar
un tratamiento que aumente las propiedades mecanicas de un acero con un
incremento minimo en la cantidad de aleantes adiCibnada 1
4 middot
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