comparaciÓn microestructural de los aceros 1020, …

COMPARACIÓN MICROESTRUCTURAL DE LOS ACEROS 1020, 1045 Y

8620 TEMPLADOS DESDE TEMPERATURAS INTERCRITICAS Y REVENIDOS

SENDER NICOLAS MORENO SANCHEZ

URIEL ALEJANDRO ESPAÑOL MARROQUIN

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS

FACULTAD TECNOLÓGICA

INGENIERÍA MECÁNICA

BOGOTÁ D.C

2018

COMPARACIÓN MICROESTRUCTURAL DE LOS ACEROS 1020, 1045 Y

8620 TEMPLADOS DESDE TEMPERATURAS INTERCRITICAS Y REVENIDOS

SENDER NICOLAS MORENO SANCHEZ

URIEL ALEJANDRO ESPAÑOL MARROQUIN

Trabajo de grado presentado como requisito para optar al título de

INGENIEROS MECÁNICOS

Director

Ing. CARLOS ARTURO BOHÓRQUEZ ÁVILA

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS

FACULTAD TECNOLÓGICA

INGENIERÍA MECÁNICA

BOGOTÁ D.C

2018

AGRADECIMIENTOS

El presente proyecto ha sido posible gracias a la colaboración de aquellas

personas que aportaron todos sus conocimientos, para así lograr con éxito a

cabalidad los objetivos planteados de este. Agradecemos al tutor del proyecto,

Ingeniero Carlos Arturo Bohórquez Ávila, quien con su guía y colaboración nos

brindó toda la atención posible para encontrar solución al problema planteado. Al

proyecto curricular de Ingeniería Mecánica de la Universidad Distrital Francisco José

de Caldas y a la Facultad Tecnológica por brindarnos todas las instalaciones

necesarias y la formación pertinente al proyecto que no solo nos hará crecer

profesionalmente sino también como seres humanos, y por último a todo el personal

de los laboratorios que con su dedicación nos lograron ayudar a cumplir las

investigaciones establecidas.

NOTA DE ACEPTACIÓN ___________________________________

___________________________________

___________________________________

___________________________________

___________________________________

___________________________________

____________________________ Firma del tutor

____________________________ Firma del jurado

____________________________ Firma del jurado

TABLA DE CONTENIDO

Pág

INTRODUCCIÓN 12

1. JUSTIFICACIÓN 14

2. OBJETIVOS 15

2.1 OBJETIVO GENERAL 15

2.2 OBJETIVOS ESPECIFICOS 15

3. MARCO TEORICO 16

3.1 CONSTITUYENTES MICROSCÓPICOS DE LOS ACEROS 17

3.2 FERRITA 17

3.3 CEMENTITA 17

3.4 PERLITA 18

3.5 AUSTENITA 19

3.6 MARTENSITA 20

3.7 MARTENSITA REVENIDA 22

3.8 TEMPLE 22

3.9 TEMPLE A TEMPERATURAS INTERCRITICAS 23

3.10 REVENIDO 23

3.11 TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO DIFUSIONALES 23

3.12 TRANSFORMACIÓN EUTECTOIDE 24

3.13 TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO NO DIFUSIONALES

24

4. METODOLOGÍA EXPERIMENTAL SEGUIDA EN EL DESARROLLO DEL

PROYECTO. 26

4.1 DETERMINACION DE TEMPERATURAS DE TEMPLE A PARTIR DE

LA COMPOSICION QUIMICA DE LOS ACEROS 26

4.2 PREPARACIÓN DE PROBETAS Y SECUENCIA DE TRATAMIENTOS

30

4.3 MICROGRAFIAS 32

5. RESULTADOS Y ANALISIS DE ENSAYOS REALIZADOS 34

5.1 DUREZAS 34

5.2 MICROSCOPIA ÓPTICA 41

5.3 PORCENTAJES DE FASE 53

5.4 MICRODUREZAS 63

6. MICROSCOPIA ELECTRONICA DE BARRIDO 67

7. CONCLUSIONES 76

8. BIBLIOGRAFIA 77

LISTADO DE FIGURAS

Figura 1. Diagrama hierro – carbono 16

Figura 2.Secuencia de tratamientos térmicos realizados. 32

Figura 3. Ensayos de dureza realizados al acero 1020. 35

Figura 4. . Variación porcentual de la dureza del acero 1020 después de ser

tratado térmicamente. 35


Figura 6. Variación porcentual de la dureza del acero 8620 después de ser tratado

térmicamente. 37


Figura 8. Variación porcentual de la dureza del acero 1045 después de ser tratado

térmicamente. 39

Figura 9. Variación porcentual de la dureza de los aceros 1020, 8620 y 1045

después de ser tratados térmicamente. 40

Figura 10. Micrografía del Acero 1020 Sin templar. 42

Figura 11. Micrografía del acero 1020 templado en agua a 755 °C. 42


Figura 13. Micrografía del acero 1020 templado en agua a 755 °C y revenido a

450 °C. 44


450 °C. 45

Figura 15. Micrografía del acero 8620 sin templar. 46




450 °C. 48


450 °C. 49

Figura 20. Micrografía del acero 1045 sin templar 50




450 °C 52


450 °C. 53

Figura 25. Porcentajes de fases para el acero 1020 de acuerdo a los tratamientos

térmicos realizados. 56





Figura 28. Micrografías del acero 1020 tomadas con microscopio electrónico de

barrido 68


barrido 70


barrido 72

LISTADO DE TABLAS

Tabla 1 Composición química de los materiales en estado de entrega 27

Tabla 2 Temperaturas de austenización parcial, total y de comienzo de

transformación martensítica 29

Tabla 3 Temperaturas intercríticas seleccionadas para realizar temples. 29

Tabla 4. Durezas promedio del acero AISI/SAE 1020. 34

Tabla 5 Durezas promedio del acero AISI/SAE 8620 36

Tabla 6 Durezas promedio del acero AISI/SAE 1045 38

Tabla 7. Porcentajes de fases para los aceros 1020, 8620 y 1045 de acuerdo a los

tratamientos térmicos realizados. 62

Tabla 8 Microdurezas promedio de los aceros 1020, 1045 y 8620. 64

Tabla 9 Comparación microestructural de los aceros 1020, 1045 y 8620 templados

desde temperaturas intercriticas y revenidos. 74

LISTADO DE ECUACIONES

Ecuación 1.Cálculo de A1 28

Ecuación 2. Cálculo de A3 28

Ecuación 3.Cálculo de MS 28

12

INTRODUCCIÓN

Los distintos materiales que se utilizan en la industria entre ellos los metales

muchas veces necesitan ser sometidos a diferentes tratamientos térmicos como

temples, revenidos y recocidos, los cuales generan cambios en la estructura

cristalina de los mismos generando a la vez un cambio en sus propiedades

mecánicas. Esta variación depende del tipo de tratamiento térmico, así como del

rango de temperaturas y tiempos a las que vaya a ser expuesto el material durante

dicho proceso.

Los aceros AISI 1020, 1045 y 8620, difieren entre si principalmente del porcentaje

de carbono presente en su composición química, así como de los diferentes

elementos aleantes presentes en ellos. La principal característica que estos tres

aceros tienen en común es el uso que tienen en la industria. Son utilizados en gran

medida para la fabricación de partes de maquinaria como engranajes, cigüeñales,

ejes, pasadores para cadenas, bujes, entre otros.

A continuación, se muestran los resultados de un análisis comparativo entre los

aceros AISI 1020, 1045 y 8620, al ser templados a temperaturas intercríticas y

posteriormente revenidos. Mediante microscopia óptica, microscopia electrónica de

barrido y ensayos de microdureza, se analizan e identifican las microestructuras

presentes en cada material después de cada tratamiento térmico, así como los

13

porcentajes volumétricos de las fases presentes en cada muestra. También se

analizan los resultados obtenidos a partir de ensayos de dureza para cada material

estableciendo su relación con los tratamientos térmicos realizados.

14

1. JUSTIFICACIÓN

Los artículos e investigaciones consultados previamente al planteamiento formal

de este proyecto, aunque están relacionados con los materiales en cuestión y con

los tratamientos térmicos que se quieren emplear, no tienen el alcance que al que

este proyecto pretende llegar por las razones que se exponen a continuación:

La realización del presente proyecto pretende lograr un análisis comparativo a

partir del cambio que sufren los aceros en su estructura cristalina y en su dureza al

verse sometidos a tratamientos térmicos (temple y revenido).

Finalmente se espera llegar a determinar el comportamiento a nivel

microestructural a partir de los tratamientos térmicos realizados con el fin de

establecer las principales diferencias que presentan en los aceros AISI 1020, 1045

y 8620 entre sí, de manera que permitan al lector tener un panorama de los posibles

constituyentes microscópicos presentes tras cada tratamiento y de los valores de

dureza de los 3 aceros.

15

2. OBJETIVOS

2.1 OBJETIVO GENERAL

Identificar mediante microscopia electrónica de barrido y ensayos de microdureza

la microestructura de los aceros AISI 1020, 1045 y 8620 templados desde

temperaturas intercríticas y posteriormente revenidos.

2.2 OBJETIVOS ESPECIFICOS

Establecer el número de probetas de acuerdo a los tratamientos térmicos a

realizar y constatar la composición química de los aceros 1020, 1045 y 8620

mediante espectrometría.

Realizar temples a 2 temperaturas intercríticas teniendo el agua como medio de

enfriamiento, luego realizar revenidos a una temperatura cercana a Ms.

Realizar análisis metalográfico de las probetas mediante microscopia electrónica

de barrido y ensayos de microdureza para determinar las microestructuras

presentes en cada muestra.

Posteriormente, llevar a cabo ensayos de dureza para cada muestra, comparar

los resultados obtenidos para cada caso y realizar las conclusiones respectivas.

16

3. MARCO TEORICO

A continuación, se dará una introducción a los temas que se trataran en este

proyecto de investigación mediante la consulta bibliográfica de información

relacionada.

Figura 1. Diagrama hierro – carbono (Askeland, 2004)1.

1 Askeland, D. R. (2004). Ciencia E. Ingenieria De Los Materiales, Cuarta Edición.

Thomson.

17

3.1 CONSTITUYENTES MICROSCÓPICOS DE LOS ACEROS

Al hablarse de temple estamos refiriéndonos a una serie de cambios en la micro

estructura de un acero por medio de la adición de energía. Este proceso genera una

serie de fases que se presentan en los aceros.2

3.2 FERRITA

La ferrita es hierro α, prácticamente, como hemos mencionado anteriormente;

puede contener cantidades muy pequeñas de carbono, siendo la solubilidad de este

elemento en la ferrita, a temperatura ambiente, de tan sólo el 0´008% en masa. En

los aceros aleados, sin embargo, la ferrita puede disolver cantidades importantes

de elementos como: cromo, molibdeno, wolframio, silicio, aluminio y vanadio, que

por ello se denominan, genéricamente, elementos alfágenos. Tiene una resistencia

mecánica apreciable de 28 kg/mm2 (280 MPa) y gran alargamiento (ductilidad) de

hasta un 35%. Su dureza oscila alrededor de los 90 HB (unidades Brinell).3

3.3 CEMENTITA

La cementita es un carburo de hierro, Fe3C, que contiene un 6´67% en masa de

carbono y un 93´33% en masa de hierro. Es el microconstituyente más duro de los

2 (2004/2005). Aleaciones Hierro - Carbono Aceros y fundiciones.

3 Criado Portal Antonio J. (2008). Estructuras metalograficas de aleaciones hierro-

carbono:aceros al carbono y fundiciones. Madrid. 2008, pág. 12.

18

aceros al carbono; llegando a tener una dureza superior a los 68 HRC (68 unidades

Rockwell C), lo que le hace muy frágil. Su red cristalina consiste en un

paralelepípedo ortorrómbico de gran volumen (4´5 x 5 x 6´7 Å). Es magnética hasta

los 218ºC.4

3.4 PERLITA

Se trata del agregado eutectoide, formado por capas alternativas de ferrita y

cementita (carburo de hierro, Fe3C). Posee una composición bastante definida,

tiene seis partes de hierro por una de carbono, 88% de ferrita y 12% de cementita.

Su dureza es de alrededor de los 250 HB (unidades Brinell), dependiendo de su

espaciado interlaminar, que depende de si el enfriamiento se ha llevado a cabo en

el horno (200 HB) o al aire (normalizado)(250HB). El espaciado interlaminar de la

perlita depende de la velocidad de enfriamiento: 400 nm para la perlita grosera

(horno) y 250-350 nm para enfriamiento al aire. La perlita aparece en el enfriamiento

lento de la austenita, es decir, dentro del horno o al aire (normalizado). Su

resistencia a la tracción es de aproximadamente 80 kg/ mm2 (800 MPa). 13 Su

nombre deriva de su aspecto visual nacarado semejante a las perlas, lo que hizo

que Henry Clifton Sorby, científico inglés de gran prestigio internacional (1826-

1908), la denominara perlita. La perlita es la estructura del eutectoide del acero

(0´8% C, 723ºC). Esta denominación de perlita, ya hemos visto que le fue impuesta

4 Criado Portal Antonio J. (2008). Estructuras metalograficas de aleaciones

hierro-carbono:aceros al carbono y fundiciones. Madrid. 2008, pág. 12

19

por Sorby. En cambio, el término eutectoide, fue ideado por el ingeniero y químico

francés Floris Osmond (1850-1914) por su semejanza con las estructuras

eutécticas, cuyo término eutéctico, ya había sido utilizado con anterioridad por el

prestigioso físico inglés F. Gutrie (1833-1886), que lo dio a conocer en una

publicación en 1884, para aquellas aleaciones de bajo punto de fusión, que

presentaban ese tipo de estructuras. De forma independiente y, prácticamente

simultánea con Floris Osmond, el profesor de metalurgia Henry Marion Howe (1848-

1922), norteamericano, publicó el término eutectoide, que fue aceptado de forma

general hasta la actualidad. Luego los términos eutéctico y eutectoide, se deben, el

primero a F. Gutrie, y el segundo tanto a F. Osmond como a H.M. Howe.5

3.5 AUSTENITA

Es una solución sólida de carbono en hierro gamma. Puede contener hasta un

2´06% de carbono en masa a la temperatura de 1147ºC . Por tanto se trata de una

típica fase de composición variable. Para retenerla a temperatura ambiente es

necesario un elevado contenido en carbono o, en aceros aleados, con presencia

suficiente de elementos gammágenos (níquel, manganeso, cobalto y cobre). La

austenita presenta una dureza de 300 HB (unidades Brinell) y una resistencia de 88

a 105 kg/ mm2 (1050 MPa) con un alargamiento del 30% al 60%. Claro está, que

estos datos se corresponden cuando la austenita está retenida a temperatura



20

ambiente (aceros de alto contenido en carbono o aleados). A alta temperatura es

blanda, muy dúctil, tenaz y no es magnética. Es resistente al desgaste y es la fase

más densa de los aceros. El nombre de austenita le vino por el francés Floris

Osmond (1849-1912), que junto con el metalurgista alemán Adolf Martens (1850-

1914), son los fundadores e iniciadores de la metalografía. Pues bien, Osmond, la

denominó austenita en honor al metalurgista inglés Sir William Chandler Roberts-

Austen (1843-1902). Precisamente, fue el metalurgista alemán Adolf Martens, el

que encargó y diseñó junto con el óptico, también alemán, Karl Zeiss (1816-1888),

fundador de la célebre compañía Zeiss, el primer microscopio metalográfico.6

3.6 MARTENSITA

Es el constituyente típico de los aceros templados. Consiste en una solución

sobresaturada de carbono en hierro α, aunque el cristal formado es del sistema

tetragonal. Se trata de un paralelepípedo que difiere muy poco del hierro α, cúbico

centrado en el cuerpo. Son los átomos de carbono los responsables de la

deformación de la red cristalina del hierro α, que se transforma en tetragonal. El

paralelepípedo elemental tiene dos lados iguales y otro que es un poco mayor. El

mayor, tiene una relación proporcional que varía de 1´06 a 1, cuando el contenido

en carbono varía del 1% al 0% en masa. Por calentamiento a baja temperatura, la

retícula inestable de la martensita se descompone en hierro α (ferrita) y carburos de



21

hierro (cementita). A esta estructura se la llamó, en los primeros años del siglo XX,

osmondita; en honor del metalurgista francés, antes citado, Floris Osmond. Este

nombre fue propuesto por el prestigioso ingeniero metalúrgico y metalógrafo alemán

Friedrich Emily Heyn (1867-1922). Este término ya no tiene vigencia, como tantos

otros en la metalurgia del acero. El nombre de martensita sí se conserva, frente al

inicial de hardenita. Este término de martensita, propuesto de nuevo por el

prestigioso Floris Osmond, lo fue 16 en honor del metalógrafo alemán, nombrado

anteriormente, Adolf Martens; creador, junto con Osmond, de la Metalografía. Las

propiedades físicas y mecánicas de la martensita varían con el contenido en

carbono del acero, llegando a su máxima dureza alrededor del 0´9% de carbono en

masa. Después de los carburos y la cementita, es el constituyente más duro de los

aceros. Tiene una resistencia mecánica que varía de 170 kg/ mm2 (1700 MPa) a

250 kg/ mm2 (2500 MPa), una dureza de 58 HRC a 68 HRC (unidades Rockwell C)

y un alargamiento de entre 2´5% y 0´5%. Es magnética como la ferrita (hierro α). Su

aspecto es marcadamente acicular, hecho que se observa muy bien en aquellos

aceros que no templan completamente y en los que queda austenita retenida a

temperatura ambiente.7



22

3.7 MARTENSITA REVENIDA

Conjunto de microconstituyentes resultantes de someter a la martensita a un

tratamiento térmico de revenido. Su aspecto microestructural puede variar

notablemente en función de la temperatura y del tiempo de revenido.8

3.8 TEMPLE

Con este proceso, de enfriamiento brusco desde el campo austenítico, en

distintos medios de temple: agua con sal muera, aceite o, incluso al aire, en algunos

aceros aleados; provoca la aparición de una estructura extremadamente dura, cuya

resistencia mecánica varía desde 170 kg/ mm2 (1700 MPa) hasta los 250 kg/ mm2

(2500 MPa), y durezas entre 58 HRC y 68 HRC (unidades Rockwell C). Estos

valores se obtienen dependiendo del medio de temple y contenido en carbono;

consiguiéndose las máximas resistencias, para agua con sal muera y alrededor de

un 0´9% de carbono en masa. Esta estructura denominada martensita, como ya se

ha mencionado anteriormente, es extremadamente dura y frágil, ya que sus

alargamientos se encuentran situados entre el 2´5% y el 0´5%.9


carbono:aceros al carbono y fundiciones. Madrid. 2008, pág. 16


carbono:aceros al carbono y fundiciones. Madrid. 2008, pág. 23

https://www.eii.uva.es/metalo/Ayuda/martensita.htm

https://www.eii.uva.es/metalo/Ayuda/revenido.htm

23

3.9 TEMPLE A TEMPERATURAS INTERCRITICAS

El tratamiento se lleva acabo seleccionando temperaturas comprendidas entre A1

y A3, para posteriormente realizar un temple en agua. Basado de un modelo

experimental se obtiene el número de probetas necesarias para tener validez

estadística. Se fabricaron las probetas de acuerdo a la norma ASTM.10

3.10 REVENIDO

El revenido consigue liberar el carbono retenido en los cristales de martensita, en

forma de carburos de hierro esferoidizados (globulizados) y la aparición o liberación

de ferrita. La temperatura de revenido y los tiempos utilizados, consiguen liberar

más o menos carburo de hierro y ferrita, lo que va a ablandando progresivamente

la martensita y, por tanto, disminuyendo su dureza y aumentando su tenacidad.11

3.11 TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO DIFUSIONALES

La mayoría de las transformaciones de fase que se producen en estado sólido

tienen lugar por movimientos atómicos activados térmicamente. Estas

10 Bohórquez, C. A. (2012). Influencia del tratamiento térmico desde

temperaturas intercríticas en las propiedadesmecánicas del acero sae 1045.

Argentina: Mecanica Comptutacional. Pág 1



24

transformaciones se inducen por un cambio de temperatura en una aleación que

tiene una composición fija. La mayoría de las ocasiones son transformaciones

desde una región monofásica de un diagrama binario de fases a una región donde

una o más fases son estables.12.

3.12 TRANSFORMACIÓN EUTECTOIDE

La reacción eutectoide es un equilibrio trifásico en el que una fase sólida se

desdobla en otras dos fases sólidas a temperatura constante. Tanto la precipitación

como la reacción eutectoide forman fases con distinta composición de la matriz, lo

que supone difusión de largo alcance. Los otros tipos de transformaciones se

pueden producir sin cambio de composición o difusión de largo alcance.13

3.13 TRANSFORMACIONES EN ESTADO SÓLIDO NO DIFUSIONALES

La mayoría de las transformaciones de fase que se producen en estado sólido

tienen lugar por movimientos atómicos activados térmicamente. Estas

transformaciones se inducen por un cambio de temperatura en una aleación que

12 Casals, M. C. (2012). Diagramas y transformaciones de fase7.

Transformaciones en estado sólido.Difusionales y no difusionales. Madrid: Reduca

(Recursos Educativos). Casals, 2012, pág. 294

13 Askeland, D. R. (2004). Ciencia E. Ingenieria De Los Materiales, Cuarta

Edición. Thomson.

25

tiene una composición fija. La mayoría de las ocasiones son transformaciones

desde una región monofásica de un diagrama binario de fases a una región donde

una o más fases son estables.14

14 Casals, M. C. (2012). Diagramas y transformaciones de fase7.

Transformaciones en estado sólido.Difusionales y no difusionales. Madrid: Reduca (Recursos Educativos). Casals, 2012, pág. 349

26

4. METODOLOGÍA EXPERIMENTAL SEGUIDA EN EL DESARROLLO DEL

PROYECTO.

4.1 DETERMINACION DE TEMPERATURAS DE TEMPLE A PARTIR DE LA

COMPOSICION QUIMICA DE LOS ACEROS

Con el fin de realizar una comparación valida entre las propiedades de los aceros

AISI/SAE 1020, 1045 y 8620, se determinó hacer pruebas a cada uno de los aceros

partiendo de los materiales en estado de entrega, para luego ser templados a dos

temperaturas intercríticas cercanas a A3 y finalmente ser revenidos.

Se estableció un tamaño de probetas de diámetro ¾" y 1 cm de longitud. A partir

de esta geometría se determinaron los tiempos de temples teniendo en cuenta que

para que las probetas alcancen de manera homogénea la temperatura desde las

cuales se van a templar, es necesario exponerlas a dichas temperaturas un tiempo

aproximado de 30 minutos.

Para determinar las temperaturas de temple, se realizó un ensayo de

espectrometría a los materiales en estado de entrega con el fin de determinar la

composición química de cada uno de ellos. Este análisis arroja como resultado los

valores porcentuales de los elementos químicos presentes. Mediante la exposición

de una muestra de cada material a altas temperaturas se genera una excitación de

los electrones de los átomos presentes dentro de ellos los cuales emiten luz en

27

longitudes de onda características, que se dispersan por una rejilla o un prisma y se

detecta en el espectrómetro. Este ensayo se realizó en el Laboratorio de Materiales

y Procesos de la Facultad de Ingeniería de la Universidad Nacional de Colombia.

Tabla 1 Composición química de los materiales en estado de entrega

Material

1020 1045 8620 Composición Química (%)

Fe 98.700 98.112 97.117

Si 0.258 0.355 0.286

Mo 0.007 0.011 0.154

Al 0.056 0.049 0.070

C 0.182 0.433 0.182

Cu 0.007 0.084 0.181

W 0.009 0.008 0.023

Nb 0.003 0.005 0.004

Mn 0.661 0.753 0.800

Ni 0.016 0.031 0.560

Co 0.003 0.004 0.015

B 0.0038 0.0018 0.0007

P 0.018 0.046 0.024

Cr 0.054 0.058 0.551

Ti 0.001 0.000 0.000

Pb 0.007 0.008 0.009

S 0.012 0.019 0.010

V 0.002 0.004 0.004

Sn 0.001 0.006 0.008

Mg 0.000 0.000 0.000

Fuente: Autores

28

A1= 723 – 7,08 Mn + 37,7 Si + 18,1 Cr + 44,2 Mo + 8,95 Ni + 50,1 V + 21,7 Al +

3,18 W + 297 S – 830 N – 11,5 C Si – 14,0 Mn Si – 3,10 Si Cr – 57,9 C Mo – 15,5

Mn Mo – 5,28 C Ni – 6,0 Mn Si + 6,77 Si Ni – 0,80 Cr Ni – 27,4 C V + 30,8 Mo V –

0,84 Cr² - 3,46 Mo² - 0,46 Ni² - 28V.

Ecuación 1.Cálculo de A1 (Gorni, 2002, pág. 4)

A3 = 912 – 370 C – 27,4 Mn + 27,3 Si – 6,35 Cr – 32,7 Ni + 95,2 V + 190 Ti + 72,0

Al + 64,5 Nb + 5,57 W + 332 S + 276 P + 485 N – 900 B + 16,2 C Mn + 32,3 C Si +

15,4 C Cr + 48,0 C Ni + 4,32 Si Cr – 17,3 Si Mo – 18,6 Si Ni + 4,80 Mn Ni + 40,5 Mo

V + 174 C² + 2,46 Mn² - 6,86 Si² + 0,322 Cr² + 9,90 Mo² + 1,24 Ni ² - 60,2 V.

Ecuación 2. Cálculo de A3 (Gorni, 2002, pág. 5)

Ms = 512 – 453 C + 217 C2 – 16.9 Ni + 15 Cr – 9.5 Mo - 71.5 C Mn – 67.7 C Cr

Ecuación 3.Cálculo de MS (Gorni, 2002, pág. 25)

En la siguiente tabla muestran las temperaturas de austenización parcial y

austenización total para cada material basado en los porcentajes de los elementos

presentes, así como la determinación de las temperaturas a partir de las cuales

inicia la transformación martensítica

.

29

Tabla 2 Temperaturas de austenización parcial, total y de comienzo de transformación martensítica

Material

1020 1045 8620 Temperaturas de austenización parcial, total y Ms

A1 731.27 C 729.78 C 743.97 C

A3 853.05 C 808.90 C 864.19 C

Ms 427.95 C 331.76 C 416.89 C

Fuente: Autores

Las temperaturas intercríticas seleccionadas para realizar los temples, se

determinaron con el fin de garantizar que después del temple un material de

características Dualphase (doble fase microestructural). Para esto, la temperatura

A1 de cada material se le sumo el 15% de su valor, y a cada temperatura A3 se le

resto el 15%.

Así mismo, se decidió que la temperatura de revenido tuviera un valor superior a

Ms para cada material.

Tabla 3 Temperaturas intercríticas seleccionadas para realizar temples.

Material 1020 1045 8620

Temperaturas de Temple

TT1 755 C 740 C 770 C

TT2 825 C 770 C 840 C

Ms 450 C 450 C 450 C

Fuente: Autores.

30

4.2 PREPARACIÓN DE PROBETAS Y SECUENCIA DE TRATAMIENTOS

A partir de las temperaturas intercríticas se encuentran en la tabla 3, se realizaron

dos temples en agua para cada material a partir de las temperaturas de temple

seleccionadas. Así mismo, se realizó revenido en agua para cada muestra templada

de cada material. Estos tratamientos térmicos fueron realizados en una mufla

eléctrica LABTECH/LEF-P TYPE.

32

Figura 2.Secuencia de tratamientos térmicos realizados. Fuente: Elaborado por los autores.

4.3 MICROGRAFIAS

Con el fin de observar las microestructuras presentes, de las muestras de los

materiales después de realizar los tratamientos térmicos, fue necesario realizar una

preparación metalográfica según la norma ASTM E-3 la cual consistió en pulir las

superficies que se van a observar en el microscopio, desbastándolas en lijadoras

manuales usando lijas de calibre 400, 600, 1000, 1200, 1500 y 2000. Posteriormente

33

se empleó el sistema de esmerilado y pulido METKON FORCIPOL 2V. En este

equipo se utilizó algodón perchado y alúmina, para obtener el material con acabado

lapeado.

Finalmente, todas las probetas fueron atacadas químicamente con 97% de

alcohol etílico y 3% de ácido nítrico con el fin de revelar visualmente las

microestructuras presentes. Se utilizó el microscopio AXIO OBSERVER D1M para

tomar micrografías ópticas a las probetas en aumentos de 100x, 500x y 1000x.

Posteriormente se utilizó el microscopio electrónico de barrido JSM-6490LV para

obtener micrografías en aumentos de 1000x, 3000x y 5000x.

34

5. RESULTADOS Y ANALISIS DE ENSAYOS REALIZADOS

En este apartado se mostrarán los resultados de cada prueba realizada en el

material y se dará una descripción de los factores que afectaron lo ocurrido en cada

ensayo.

5.1 DUREZAS

Se realizaron ensayos de dureza para cada probeta, cuyos valores variaron

según los tratamientos térmicos aplicados. Los ensayos fueron realizados en la

Universidad Distrital en el laboratorio de metalografía en el Durómetro GNEHM

Swiss Rock.

Por cada serie de tratamientos se realizaron 5 tomas de dureza, cuyos valores

se obtuvieron en escalas de dureza Rockwell. En la siguiente tabla se muestran los

resultados promedios de dichas mediciones y el valor de la desviación estándar

entre los datos obtenidos.

Tabla 4. Durezas promedio del acero AISI/SAE 1020.

DUREZAS PROMEDIO ACERO 1020

TRATAMIENTO TERMICO DESVIACIÓN ESTANDAR

DUREZA ROCKWELL

DUREZA VICKERS

MATERIAL BASE 0.5727 90,74 HRB 184 HV

TEMPLADO A 755 C 3.1198 25,94 HRC 255 HV


TEMPLADO A 755 C Y REVENIDO A 450 C

3.3395 95,18 HRB 218 HV


2.0025 26,5 HRC 258 HV

Fuente: Autores

35

Figura 3. Ensayos de dureza realizados al acero 1020. Elaborado por los autores.

Figura 4. . Variación porcentual de la dureza del acero 1020 después de ser tratado térmicamente. Elaborado por los autores

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

SIN TEMPLE TEMPLADO A 755°C TEMPLADO A 825°C TEMPLADO A 755°CY REVENIDO A 450°C

TEMPLADO A 825°CY

REVENIDO A 450°C

PO

RC

ENTA

JE D

E V

AR

IAC

IÓN

DE

DU

REZ

A [

%]

ACERO 1020

36

De acuerdo con los resultados obtenidos a partir de las pruebas realizadas en el

durómetro, se puede observar que el material tratado térmicamente desde 825°C

es el que opone mayor resistencia al ser penetrado, con un promedio de dureza

total de 351 HV. La figura 4 ilustra el aumento porcentual de la dureza del acero

AISI/SAE 1020 después de cada tratamiento térmico en comparación con el material

base. Se observa que la dureza máxima se obtiene al templar el acero AISI/SAE

1020 a 825 °C, lo cual se ve representado en un aumento porcentual del 94%. Así

mismo el aumento porcentual de la dureza al templar el material a 755 ° C y revenirlo

a 450 °C es del 15%. Mientras que el aumento porcentual de la dureza al templar el

material a 825 ° C y revenirlo a 450 °C es del 47%.

Tabla 5 Durezas promedio del acero AISI/SAE 8620



DUREZA ROCKWELL

DUREZA VICKERS

MATERIAL BASE 1.0986 90,38 HRB 183 HV




1.5076 29,14 HRC 277 HV

TEMPLADO A 840 Y REVENIDO A 450 C

0.8933 35,94 HRC 332 HV

Fuente: Autores

37


Figura 6. Variación porcentual de la dureza del acero 8620 después de ser tratado térmicamente. Elaborado por los autores.

En los tratamientos térmicos realizados al material AISI/SAE 8620, el temple

realizado desde 840°C presenta la mayor dureza la cual corresponde a un valor de

388 HV. La figura 6 ilustra el aumento porcentual de la dureza del acero AISI/SAE

0

20

40

60

80

100

120

SIN TEMPLE TEMPLADO A 770°C TEMPLADO A 840°C TEMPLADO A 770°CY REVENIDO A 450°C

TEMPLADO A 840°CY

REVENIDO A 450°C

PO

RC

ENTA

JE D

E V

AR

IAC

IÓN

DE

DU

REZ

A [

%]

ACERO 8620

38

8620 después de cada tratamiento térmico en comparación con el material base. Se

observa que la dureza máxima se obtiene al templar el acero AISI/SAE 8620 a

840°C, lo cual se ve representado en un aumento porcentual del 112%. Así mismo

el aumento porcentual de la dureza al templar el material a 770 ° C y revenirlo a 450

°C es del 59%. Mientras que el aumento porcentual de la dureza al templar el

material a 840 ° C y revenirlo a 450 °C es del 90%.

Tabla 6 Durezas promedio del acero AISI/SAE 1045



DUREZA ROCKWELL

DUREZA

VICKERS

MATERIAL BASE 1.3766 97 HRB 222 HV




1.3405 31,88 HRC 292 HV


0.5983 34,04 HRC 320 HV

Fuente: Autores

39


Figura 8. Variación porcentual de la dureza del acero 1045 después de ser tratado térmicamente. Elaborado por los autores.

0

20

40

60

80

100

120

SIN TEMPLE TEMPLADO A740°C

TEMPLADO A770°C

TEMPLADO A740°C

Y REVENIDO A450°C

TEMPLADO A770°C Y

REVENIDO A 450°C

PO

RC

ENTA

JE D

E V

AR

IAC

IÓN

DE

DU

REZ

A [

%]

ACERO 1045

40

El comportamiento del acero 1045 resulta similar al de los otros dos aceros en

los cuales la mayor dureza corresponde a la muestra templada desde la temperatura

más alta (770°C), con un valor promedio de 474 HV (113% respecto a la dureza del

material base) cuyo valor disminuye al ser revenida. La muestra templada a 740°C

tuvo un aumento porcentual del 96%. El aumento porcentual de la dureza al templar

el material a 740 ° C y revenirlo a 450 °C es del 41%. Mientras que el aumento

porcentual de la dureza al templar el material a 770 ° C y revenirlo a 450 °C es del

49%.

Figura 9. Variación porcentual de la dureza de los aceros 1020, 8620 y 1045 después de ser tratados térmicamente. Elaborado por los autores.

0

20

40

60

80

100

120

AC

ERO

10

20

SIN

TEM

PLE

AC

ERO

10

20

TEM

PLA

DO

A7

55

°C

AC

ERO

10

20

TEM

PLA

DO

A8

25

°C

AC

ERO

10

20

TEM

PLA

DO

A7

55

°C Y

REV

ENID

O A

45

0°C

AC

ERO

10

20

TEM

PLA

DO

A8

25

°C Y

REV

ENID

O A

45

0°C

AC

ERO

86

20

SIN

TEM

PLE

AC

ERO

86

20

TEM

PLA

DO

A7

70

°C

AC

ERO

86

20

TEM

PLA

DO

A8

40

°C

AC

ERO

86

20

TEM

PLA

DO

A7

70

°C Y

REV

ENID

O A

45

0°C

AC

ERO

86

20

TEM

PLA

DO

A8

40

°C Y

REV

ENID

O A

45

0°C

AC

ERO

10

45

SIN

TEM

PLE

AC

ERO

10

45

TEM

PLA

DO

A7

40

°C

AC

ERO

10

45

TEM

PLA

DO

A7

70

°C

AC

ERO

10

45

TEM

PLA

DO

A7

40

°C Y

REV

ENID

O A

45

0°C

AC

ERO

10

45

TEM

PLA

DO

A7

70

°C Y

REV

ENID

O A

45

0°CP

OR

CEN

TAJE

DE

VA

RIA

CIÓ

N D

E D

UR

EZA

[%

]

VARIACIÓN PORCENTUAL EN LA DUREZA DE LOS ACEROS 1020, 8620 Y 1045

41

La figura 9 compara los aumentos porcentuales de los 3 aceros, en la cual se

evidencia un comportamiento similar en la variación porcentual de dureza, ya que

esta aumenta a medida que la temperatura de temple es más próxima a A3. Así

mismo, el revenido posterior al temple ocasiona una reducción de la dureza de los

materiales la cual es más significativa en el acero 1020.

5.2 MICROSCOPIA ÓPTICA

Después de tener atacadas las probetas se procedió a realizar las pruebas de

microscopia óptica en un microscopio AXIO OBSERVER D1M, las micrografías

fueron capturadas con una cámara digital Axiocam 5M y procesadas con el software

AxioVision 4,8. Como resultado se muestran las imágenes en las que se evidencian

las microestructuras presentes en cada muestra después de ser tratadas

térmicamente, las cuales se identifican inicialmente por su morfología, y

posteriormente se corroboran en la parte final de este documento teniendo en

cuenta los ensayos de microdureza y las micrografías obtenidas mediante el

microscopio electrónico de barrido.

42

Figura 10. Micrografía del Acero 1020 Sin templar a 500x. Elaborado por los autores.

Se observan las microestructuras del material en estado de entrega en donde la

fase clara corresponde a granos de ferrita y la fase oscura corresponde a colonias

de perlita.

Figura 11. Micrografía del acero 1020 templado en agua a 755 °C a 500x. Elaborado por los autores.

43

Se observan las microestructuras del material después de ser templado a una

temperatura intercrítica cercana A1, en donde la fase clara corresponde a granos de

ferrita y la fase oscura corresponde a una formación de martensita.

Figura 12. Micrografía del acero 1020 templado en agua a 825 °C a 500x. Elaborado por los autores.



ferrita y la fase oscura a una formación de martensita.

44

Figura 13. Micrografía del acero 1020 templado en agua a 755 °C y revenido a 450 °C a 500x. Elaborado por los autores.


temperatura intercrítica cercana A1 y posteriormente revenido, en donde la fase

blanca corresponde a granos de ferrita la cual se redistribuyó en granos más

pequeños y la fase oscura corresponde a una fase de martensita revenida.

45

Figura 14. Micrografía del acero 1020 templado en agua a 825 °C y revenido a 450 °C tomada a 500x. Elaborado por los autores.


temperatura intercrítica cercana A3 y posteriormente revenido, en donde la fase

blanca corresponde a granos de ferrita la cual se redistribuyó en granos más

pequeños y la fase oscura corresponde a una fase de martensita revenida.

46

Figura 15. Micrografía del acero 8620 sin templar tomada a 500x. Elaborado por los autores.


fase blanca corresponde a granos de ferrita y la fase oscura a colonias de perlita,

también se puede observar inclusiones de algunos de los elementos aleantes que

componen el acero 8620.

Figura 16. Micrografía del acero 8620 templado en agua a 770 °C tomada a 500x. Elaborado por los autores.

47



ferrita y la fase oscura a una formación parcial de martensita.



temperatura intercrítica cercana A3, en donde existe una fase clara correspondiente

a una matriz ferrítica alrededor de la cual se evidencian agujas de martensita.

48

Figura 18. Micrografía del acero 8620 templado en agua a 770 °C y revenido a 450 °C tomada a 500x.

Elaborado por los autores.


temperatura intercrítica cercana A1 y posteriormente revenido, en donde se

evidencia una fase clara que corresponde a granos de ferrita, y una fase oscura que

corresponde a una formación parcial de martensita revenida.

49

Figura 19. Micrografía del acero 8620 templado en agua a 840 °C y revenido a 450 °C tomada a 500x. Elaborado por los autores.


temperatura intercrítica cercana A3 y posteriormente revenido, en donde se

evidencia una fase clara que corresponde a granos de ferrita, y una fase oscura que

corresponde a martensita revenida.

50

Figura 20. Micrografía del acero 1045 sin templar tomada a 500x. Elaborado por los autores.


fase clara corresponde a granos de ferrita y la fase oscura corresponde a colonias

de perlita (densidad de cementita elevada).


51


temperatura intercrítica cercana A1, en donde existe una fase clara correspondiente

a granos de ferrita y una fase oscura correspondiente a una formación parcial de

martensita. También se observa la presencia de algunas colonias de perlita.



temperatura intercrítica cercana a A3, en donde existe una fase clara

correspondiente a una matriz ferrítica alrededor de la cual se evidencian grandes

cantidades de agujas de martensita.

52




temperatura intercrítica cercana a A1 y posteriormente revenido, en donde se

evidencia una fase clara que corresponde a granos de ferrita de tamaño pequeño,

y una fase oscura que corresponde a una formación de martensita revenida en los

alrededores de una matriz ferrítica.

53




temperatura intercrítica cercana a A3 y posteriormente revenido, en donde se

evidencia una fase clara que corresponde a pequeñas matrices de ferrita alrededor

de las cuales existe una fase oscura que corresponde a una formación de martensita

revenida.

5.3 PORCENTAJES DE FASE

Al observar las microestructuras obtenidas en los materiales de estudio después

de realizados los tratamientos térmicos, se procede a determinar los porcentajes de

fase por medio del analizador de imagen suministrado por el software adjunto al

equipo AXIO OBSERVER D1M.

54

A continuación, se ilustran dos fases diferenciadas por color, con las cuales se

busca determinar la cantidad de área cubierta por cada uno de los constituyentes

microestructurales en cada tratamiento térmico. Cabe resaltar que esta

identificación de fases está condicionada por la identificación que realiza el software

AxioVision 4.8, a las microestructuras presentes en la imagen de acuerdo a su

tonalidad y color, por lo cual, los porcentajes otorgados por el software son

aproximados.

Así mismo, se destaca que estos resultados corresponden a una zona específica

de análisis en cada probeta y que pueden variar en mayor o menor proporción de

acuerdo al área de estudio de cada muestra y a la homogeneidad de los

tratamientos térmicos realizados.

PORCENTAJE DE FASES APROXIMADOS DEL ACERO 1020

1020 SIN TEMPLAR: Ferrita (Verde) 43.46%; Perlita (Rojo) 53.75%

55

1020 TEMPLADO A 755 °C: Ferrita (Verde) 31.73%; Martensita (Rojo) 67.62%


56

1020 TEMPLADO A 755 °C Y REVENIDO A 450 °C: Ferrita (Verde) 43.55%;

Martensita + Perlita (Rojo) 55.72%


Martensita + Perlita (Rojo) 51.15%

Figura 25. Porcentajes de fases para el acero 1020 de acuerdo a los tratamientos térmicos realizados. Elaborado por los autores.

57

PORCENTAJES DE FASES ACERO 8620



58



Martensita (Rojo) 44.94%

59




PORCENTAJES DE FASES ACERO 1045


60

1045 TEMPLADO A 740 °C: Ferrita (Verde) 65.41%; Martensita + Perlita (Rojo)

33.79%


61






62

Tabla 7. Porcentajes de fases para los aceros 1020, 8620 y 1045 de acuerdo a los tratamientos térmicos realizados.

ACERO 1020 % FASE ACERO 8620 % FASE ACERO 1045 % FASE

MATERIAL BASE

F:46.46% P:53.75%

MATERIAL BASE

F:46.53%; P:51.98%

MATERIAL BASE

F:46.29% P:52.79%

TEMPLADO A 755 °C

F:31.73%; M:67.62%

TEMPLADO A 770 °C

F:54.88%; M:43.10%

TEMPLADO A 740 °C

F:65.41% M:33.79%

TEMPLADO A 825 °C

F:44.38% M:53.73%

TEMPLADO A 840 °C

F:51.67%; M:41.56%

TEMPLADO A 770 °C

F:45.85% M:53.15%

TEMPLADO A 755 °C Y

REVENIDO A 450 °C

F:43.55%; M:55.72%


REVENIDO A 450°C

F:54.25% M:44.94%


REVENIDO A 450 °C

F:30.64 M:59.09


REVENIDO A 450 °C

F:48.13%; M:51.15%


REVENIDO A 450 °C

F:59.79% M:36.10%


REVENIDO A 450 °C

F:41.35% M:54.51%

Fuente: Autores

La tabla 7 reúne los porcentajes de fase obtenidos para cada material de acuerdo

al tratamiento térmico realizado.

En el acero 1020, se observa como el porcentaje de ferrita se reduce al ser

templado a temperaturas intercríticas para dar lugar a la formación de otras

microestructuras, y como el mismo tiende a reestablecerse e incluso a aumentar

después de ser revenido comparándolo con el material base. Así mismo el valor

porcentual de la martensita que se obtuvo después de templar el material a las dos

63

temperaturas intercríticas seleccionadas, se redujo después de realizar los

revenidos.

En el acero 8620, la formación de la fase ferrítica aumenta al templar el material

a temperaturas intercríticas. Durante este tratamiento, desaparece la fase de perlita

y aparece una estructura martensitica en similar proporción para ambos temples.

Posteriormente al realizar los revenidos, la martensita se reduce porcentualmente

al ser revenida.

Para el acero 1045, la ferrita de la muestra templada a la temperatura intercrítica

de 740 °C aumenta con respecto al material en estado de entrega, mientras que la

perlita se reduce y en su lugar aparece parcialmente una fracción de martensita,

Mientras que, en el temple realizado a 770 °C, la ferrita se reduce ligeramente, y el

porcentaje de martensita aumenta significativamente. Posteriormente al realizar los

revenidos, la martensita abarca ligeramente más área con respecto a las probetas

templadas.

5.4 MICRODUREZAS

Las muestras se analizaron en el microdurómetro SHIMADZU HMV-2 que cumple

con la norma ASTM E3848, se tomaron cinco indentaciones por microestructura. La

mayoría de las probetas contiene dos fases diferenciadas, una clara y otra oscura.

Algunas otras presentan una fase múltiple cuya forma y valor de microdureza indica

64

agujas de martensita dentro de una matriz ferrítica. Todos los ensayos se realizaron

tomando una carga de 245.2 mN, la cual se aplicó durante treinta segundos. Los

resultados de las microdurezas promedio de cada muestra se observan en la

siguiente tabla:

Tabla 8 Microdurezas promedio de los aceros 1020, 1045 y 8620.

TRATAMIENTO TERMICO FASE MICRODUREZA

(HV)

1020 SIN TEMPLAR

FASE CLARA: FERRITA 186.0

FASE OSCURA: PERLITA 251.7

1020 TEMPLADO A 755 °C


FASE OSCURA: MARTENSITA

347.5




461.1

1020 TEMPLADO A 755 °C Y REVENIDO A 450 °C


FASE OSCURA: MARTENSITA REVENIDA

360.3




452.6

65

8620 SIN TEMPLAR


FASE OSCURA: PERLITA + INCLUSIONES DE

ELEMENTOS ALEANTES 233.5




499.6


FASE MULTIPLE: MARTENSITA

CONTENIDA EN MATRIZ FERRITICA

518.2


FASE CLARA : FERRITA 272.0


504.8




555

1045 SIN TEMPLAR


FASE OSCURA: PERLITA 371.7


FASE CLARA: FERRITA 662

FASE OSCURA: MARTENSITA Y PERLITA

783


FASE MULTIPLE: AGUJAS DE

MARTENSITA CONTENIDA EN MATRIZ

FERRITICA

765.8

66




463.7


FASE MULTIPLE: PEQUEÑAS ISLAS DE

FERRITA CONTENIDAS EN MATRIZ

MARTENSITICA

469.4

Fuente: Autores

Se observa un comportamiento claro en el cual al incrementar el tiempo de

revenido o la temperatura del mismo, la fase oscura (Perlita o Martensita) se

ablanda, y la fase clara incrementa su dureza esto producto del proceso de difusión

de carbono que ocurre en el material en el cual, la fase con mayor cantidad de

carbono cede este elemento a la fase con menor concentración, lo cual genera un

endurecimiento.

67

6. MICROSCOPIA ELECTRONICA DE BARRIDO

En las figuras 28, 29 y 30 se muestran las imágenes obtenidas en el microscopio

electrónico de barrido JSM-6490LV de la Universidad de los Andes donde se

evidencian las microestructuras presentes en las probetas de estudio a mayores

aumentos (1000x, 3000x y 5000x) lo cual nos permite observar detalladamente las

fases de cada muestra, que en conjunto con los valores de microdureza permiten

identificarlas con exactitud. La parte derecha de las micrografías nos indica la

morfología de la superficie de las probetas y la parte izquierda nos da una tonalidad

en escala de grises para definir la fase existente en la muestra. La letra F representa

la fase de ferrita, P representa la perlita, la letra M corresponde a martensita, MR

representa martensita revenida.

68

MICROGRAFÍAS DEL ACERO 1020 TOMADAS CON MICROSCOPIO ELECTRÓNICO DE BARRIDO

Material en estado de entrega Acero 1020 Acero 1020 templado a 825 °C

Acero 1020 templado a 755 °C y revenido a 450 °C


Figura 28. Micrografías del acero 1020 tomadas con microscopio electrónico de barrido

Para el acero 1020 en estado de entrega, cuya dureza general promedio

corresponde a un valor de 184 HV, se observan como las fases microestructurales

presentes cambian de ferrita y perlita, a pequeños granos de ferrita rodeados de

agujas que aparente son de martensita. Debido al valor de microdureza de 461 HV

que se obtuvo en dicha fase, se pudo determinar que esta corresponde a martensita

cuya dureza se ve condicionada por el bajo porcentaje de carbono del acero 1020.

69

Se evidencia mayor contenido de martensita en la probeta templada a 825 °C

comparándola con la que fue templada a 755 °C debido a la mayor transformación

de ferrita en austenita durante el calentamiento, lo cual produce que en momento

de templar la probeta sea mayor la cantidad de austenita que se transforma en

martensita. Una vez el material es revenido ocurre una difusión del carbono de

manera laminar en los granos de ferrita.

70


Material en estado de entrega Acero 1045 Acero 1045 templado a 770 °C


Acero 1045 templado a 770 °C y revenido a 450°C


Para el acero 1045 en estado de entrega se evidencian fases de ferrita y perlita

las cuales tienen un contenido de carbono mayor en comparación con el acero 1020.

Esto genera que en el momento del temple se obtenga una estructura definida de

agujas de martensita, la cual se corrobora al ver el valor de microdureza de 783 HV

para la probeta templada a 770 °C y de 765.8 HV para la probeta templada a 740

°C la cual se encuentra dentro de una matriz ferritica, teniendo en cuenta que el

71

volumen de martensita aumenta en la probeta templada a 770 °C al ser comparada

con la probeta templada a 740°C.

Al ser revenida ocurre una difusión del carbono en las agujas de martensita

generando martensita revenida cuya dureza disminuye mientras su estabilidad

microestructural se ve beneficiada, generando un material más dúctil.

72


Acero 8620 templado a 770 °C Acero 8620 templado a 840 °C




Para el acero 8620 se evidencian fases de ferrita y perlita en la micrografía del

material en estado de entrega. Esta micrografía es muy similar a la del material 1020

en estado de entrega debido a que tienen igual contenido de carbono

(aproximadamente 0.20%). Sin embargo, en el acero 8620 hacen presencia algunos

carburos formados por los elementos aleantes que contiene el material, los cuales

no se pudieron identificar mediante las micrografías.

73

Al templar el acero 8620 a una temperatura cercana a A1 se evidencia una fase

mixta de ferrita y martensita en menor proporción.

El temple del acero 8620 realizado a 840 °C (cercana a A3) permite evidenciar

una transformación trascendente respecto a la imagen del acero 8620 en estado de

entrega. Casi toda la austenita se transforma en martensita.

Una vez el acero 8620 es revenido reaparecen granos de ferrita y martensita

revenida en el límite de grano de la misma.

La tabla 9 consolida los datos obtenidos en el desarrollo del proyecto y permite

al lector obtener un panorama de los valores esperados de dureza, microdureza,

así como las fases microestructurales que se obtienen al templar y revenir los

aceros 1020, 1045 y 8620 desde temperaturas intercríticas.

74

Tabla 9 Comparación microestructural de los aceros 1020, 1045 y 8620 templados desde temperaturas intercriticas y revenidos.

MATERIAL

DUREZAS

MICRODUREZAS / FASES

1020 SIN TEMPLE

184 HV

FERRITA:186.0HV + PERLITA:

251.7HV

1020 TEMPLE A 755 °C

255 HV

FERRITA:264.6HV +

MARTENSITA:347.5HV


351 HV

FERRITA:352.4HV +

MARTENSITA:461.1HV

1020 TEMPLE A755 °C Y REVENIDO A 450 °C

218 HV

FERRITA:259.4HV +

(MARTENSITA

REVENIDA):360.3HV

1020 TEMPLE A 825 °C Y REVENIDO A 450 °C

258 HV

FERRITA:352.0HV +

(MARTENSITA

REVENIDA):452.6HV

1045 SIN TEMPLE

222 HV

FERRITA:292.2HV +

PERLITA:371.7HV


438 HV

FERRITA:662HV +

(MARTENSITA):783HV

1045 TEMPLE 770 °C

474 HV

(AGUAS DE MARTENSITA +

FERRITA):765.8


292 HV

FERRITA:346.7HV +

MARTENSITA

REVENIDA:463.7HV

75

1045 TEMPLE A 770 °C Y REVENIDO 450 °C

320 HV

(FERRITA+

MARTENSITA):469.4HV

8620 SIN TEMPLE

183 HV

FERRITA:162HV + (PERLITA +

CARBUROS ALEADOS):233.5


342 HV

FERRITA:306.0HV +

MARTENSITA:499.6HV


388 HV

(FERRITA + MARTENSITA):

518.2HV


277 HV

FERRITA:272.0HV +

MARTENSITA:504.8HV


332 HV

FERRITA:484.3HV +

MARTENSITA:555HV

Fuente: Autores.

76

7. CONCLUSIONES

Se identifica un comportamiento característico similar entre los aceros 1020,

1045 y 8620 al ser sometidos a una serie de tratamientos térmicos de temples a

temperaturas intercríticas y revenidos a 450 °C durante 15 minutos.

Como resultado de las pruebas de dureza se evidencia un endurecimiento

general de los materiales tratados térmicamente, siendo mayor el aumento

porcentual de los aceros templados a temperaturas cercanas a A3. También como

era de esperarse, ocurre una reducción de la dureza en las probetas después de

ser revenidas, la cual es mayor en el acero 1045, seguida por el acero 1020, y

menos evidente en el acero 8620 en términos porcentuales.

Se logra identificar morfológicamente mediante la obtención de micrografías

ópticas y electrónicas de las muestras las microestructuras presentes después de

realizar cada tratamiento térmico; en las cuales se evidencia la transformación de la

microestructura ferrítica-perlítica (material base), a una microestructura ferrítica-

martenstica en la mayoría de los tratamientos realizados; teniendo como diferencia

principal la proporción porcentual en la que se encuentran distribuidas las fases en

las muestras, el valor de dureza general y las microdurezas específicas de acuerdo

a la composición del material.

77

8. BIBLIOGRAFIA

Askeland, D. R. ((2004)). Ciencia E. Ingenieria De Los Materiales. Cuarta Edición.

Carlos. Bohórquez. ((2012). ). Influencia del tratamiento térmico desde temperaturas

intercríticas en las propiedadesmecánicas del acero sae 1045. . Argentina: Mecanica

Comptutacional.

Casals, M. C. (2012). Diagramas y transformaciones de fase7. Transformaciones en estado

sólido.Difusionales y no difusionales. . Madrid: Reduca (Recursos Educativos).

Casals, .

fundiciones., A. H.-C. ((2004/2005).). Aceros y fundiciones.

Gorni, A. A. (2002). STEEL FORMING AND HEAT TREATING HANDBOOK. SAN

VICENTE, BRAZIL.

Portal, A. C. (2008).). Estructuras metalograficas de aleaciones hierro-carbono:aceros al

carbono y fundiciones. Madrid. .

comparaciÓn microestructural de los aceros 1020, …

Documents