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ESTUDIO MICROESTRUCTURAL DEL ACERO PULVIMETALÚRGICO
BOHLER K390 MICROCLEAN A DIFERENTES SECUENCIAS DE
ENFRIAMIENTO
TATIANA CAROLINA PÉREZ LATORRE
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNOLÓGICA
TECNOLOGÍA EN MECÁNICA
MATERIALES Y PROCESOS DE MANUFACTURA
BOGOTÁ D.C 29 ENERO 2019
2
ESTUDIO MICROESTRUCTURAL DEL ACERO PULVIMETALÚRGICO
BOHLER K390 MICROCLEAN A DIFERENTES SECUENCIAS DE
ENFRIAMIENTO
TATIANA CAROLINA PÉREZ LATORRE
TESIS DE GRADO TECNOLÓGICO
DIRECTOR
ING. CARLOS ARTURO BOHORQUEZ ÁVILA
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSÉ DE CALDAS
FACULTAD TECNOLÓGICA
TECNOLOGÍA EN MECÁNICA
MATERIALES Y PROCESOS DE MANUFACTURA
BOGOTÁ D.C 29 ENERO 2019
3
AGRADECIMIENTOS
A la empresa Ferrotérmicos S.A.S por su asesoría y préstamo de instalaciones y
suplementos para la metalografía de las probetas.
A los profesores Carlos Arturo Bohórquez y Alejandro Moreno Flautero por su
asesoría y colaboración.
Al ingeniero Iván Posada Galeano por el préstamo de su tesis de pregrado.
A la empresa Abba Indusel por el préstamo de maquinaria para el corte de las
probetas.
4
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 1. Diagrama de equilibrio Hierro Carbono. .......................................................................... 20
Figura 2. Diagrama de equilibrio en aceros austeníticos. ............................................................... 21
Figura 3. Diagrama de equilibrio en aceros ferríticos. .................................................................... 21
Figura 4. Diagrama de enfriamiento continuo del acero Bohler K390. ..........................................
23
Figura 5. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta A. .......................................................
35
Figura 6. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta B. ........................................................
37
Figura 7. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta C. ........................................................
40
Figura 8. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta D......................................................... 42
Figura 9. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta E. ........................................................
45
Figura 10. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta F. ...................................................... 47
Figura 11. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta G. ..................................................... 50
Figura 12. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta H. ..................................................... 52
Figura 13. Gráfica del promedio de área esferoidal y de fase en µm2 ...........................................
54
Figura 14. Gráfica promedio de área esferoidal y fase en porcentaje. .......................................... 54
Figura 15. Gráfica del número de “esferas” con circularidad mínima de 0.8 ................................ 55
Figura 16. Gráfica del número de esferas con área superior o igual a 0.04µm2 ............................
56
ÍNDICE DE FOTOGRAFÍAS
Fotografía 1. Probetas marcadas para su identificación. ............................................................... 27
Fotografía 2. Aplicación de resina poliéster. ................................................................................... 27
Fotografía 3. Probetas pulidas con lija. ........................................................................................... 28
Fotografía 4. Paño de billar y alúmina. ............................................................................................ 29
Fotografía 5. Probetas pulidas con alúmina y suspensión de diamante. .......................................
29
Fotografía 6. Ataque con Picral. ....................................................................................................... 30
Fotografía 7. Cámara de vacío, SEM U.N. ......................................................................................... 31
ÍNDICE DE TABLAS
5
Tabla 1. Tiempos y temperaturas para temple y revenido. ............................................................ 32
Tabla 2. Porcentaje de cada elemento. ........................................................................................... 57
TABLA DE CONTENIDO
PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA ....................................................................................................... 6
ESTADO DEL ARTE ................................................................................................................................ 6
JUSTIFICACIÓN ................................................................................................................................... 12
OBJETIVOS ......................................................................................................................................... 13
OBJETIVO GENERAL ....................................................................................................................... 13
OBJETIVOS ESPECÍFICOS ................................................................................................................ 13
MARCO TEÓRICO ............................................................................................................................... 13
ESPECIFICACIÓN TÉCNICA DEL MATERIAL ..................................................................................... 13
DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO .......................................................................................................... 19
DIAGRAMA TTT .............................................................................................................................. 23
TEMPLE .......................................................................................................................................... 26
REVENIDO ...................................................................................................................................... 26
PROCEDIMIENTO Y ANÁLISIS ............................................................................................................. 28
ANÁLISIS METALOGRÁFICO ........................................................................................................... 28
OBSERVACIÓN MICROSCÓPICA ..................................................................................................... 31
ANÁLISIS Y RESULTADOS ................................................................................................................ 56
CONCLUSIONES .................................................................................................................................. 64
BIBLIOGRAFÍA .................................................................................................................................... 65
6
PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA
En la industria de los moldes y la troquelería se suele trabajar con aceros como el
K100 o K110 (aceros ledeburíticos) en la fabricación de punzones para troqueles de
corte, además de aceros como el k460 para troqueles de embutido, para moldes de
inyección de plástico por ejemplo se utiliza comúnmente el acero P20 y para moldes
inyección de aluminio el acero W302, éstos materiales aunque ofrecen una buena
resistencia al desgaste presentan un inconveniente que dilata los tiempos de
producción puesto que amplía los lapsos de mantenimiento correctivo de los moldes
y troqueles, tal inconveniente hace referencia a la vida útil de dichos materiales, que
bajo ciertas condiciones de trabajo implican entrar nuevamente en reparación.
Un caso particular se presentó en la empresa Abba Indusel -fábrica de estufas y
electrodomésticos- donde se intentó emplear un material con mayor resistencia al
desgaste (Bohler K390) para prolongar los tiempos de trabajo de corte pero no se
realizó un adecuado proceso de enfriamiento posterior al temple y el resultado fue
el agrietamiento del material debido a la fragilidad que proporcionó someterlo a esas
condiciones de enfriamiento, pues, este proceso se realizó a temperatura ambiente
en un aceite que tenía muchos años de uso y sus propiedades no eran óptimas.
ESTADO DEL ARTE
En la tesis de grado titulada ESTUDIO DEL COMPORTAMIENTO DE LOS
ACEROS K107 (AISI D6), K190, Y S600 (AISI M2) AL SER SOMETIDOS A
7
PROCESOS DE ENFRIAMIENTO BAJO CERO presentada por Galeano Posada
Rafael Iván y Vergara Gamarra Francisco de la Universidad Nacional de
Colombia, se realiza un análisis de las ventajas y desventajas del uso del tratamiento
bajo cero aplicado a diferentes tipos de aceros aleados (mencionados en el título),
entre los cuales y de interés principal se encuentra el acero pulvimetalúrgico Bohler
K190.
Así pues, la estructura de la tesis de Galeano y Vergara inicia con un estudio de la
transformación de la austenita retenida y la influencia de esta sobre los aceros, para
lo cual se llevó a cabo un análisis metalográfico y posterior a ello, la medición de las
propiedades mecánicas de dureza y resistencia al desgaste en pro de determinar la
factibilidad de los tratamientos térmicos bajo cero tanto a nivel industrial como a
nivel de estudio formal. De esta manera, en el primer capítulo se realiza una
caracterización de los aceros en estudio (aplicaciones, propiedades, composición
química, etc.), a parte de una descripción del diagrama de equilibrio del acero y los
principios de la formación de la austenita. En el segundo, tercer y cuarto capítulo se
concreta un apartado de fundamentos acerca de los diagramas TTT y las
transformaciones de la austenita (con especial atención a la transformación
martensítica) y una introducción a los tratamientos térmicos de temple y revenido.
El quinto y sexto capítulo exponen especialmente los tratamientos térmicos para
cada uno de los aceros en estudio y la influencia del tratamiento térmico bajo cero
sobre las propiedades en los aceros. Por último, en los capítulos finales se describe
el planteamiento y desarrollo de la práctica y los resultados obtenidos.
En efecto, el acero Bohler K190 inicialmente fue distensionado a una temperatura
de 500°C durante una hora para luego enfriar lentamente en el horno. El proceso
de austenización se desarrolló a 1060°C durante media hora. El temple se realizó a
una temperatura de 25°C enfriando bajo aire forzado. El subenfriamiento se realizó
en tres pasos a temperaturas de (-50, -80,-196) °C en un tiempo de dos horas por
paso y los medios de enfriamiento empleados fueron hielo seco, hielo seco más
8
alcohol y nitrógeno líquido respectivamente. Finalmente, el revenido se realizó a una
temperatura de 300°C durante una hora con enfriamiento al aire. El promedio de los
resultados de dureza obtenidos tras temple según los medios enfriantes
mencionados realizando cuatro tomas oscilan entre 64 a 68 HRC y tras el proceso
de revenido de 60.8 a 61.5 HRC, para este último no se presentan mayores cambios
en los valores de dureza posterior al tratamiento bajo cero.
Por último, se concluye que el acero K190 al exponerse a temperaturas bajo cero
no presenta un aumento en la resistencia al desgaste, lo cual puede deberse al
proceso de fabricación del acero puesto que este garantiza una fina distribución de
carburos, los cuales son los mas influyentes en la resistencia al desgaste abrasivo.
Por otro lado, después de realizar los revenidos, los carburos tienden a unirse
aumentando el tamaño de estos. Respecto a la microestructura, se puede apreciar
en las micrografías un oscurecimiento en varios puntos de la matriz del acero tratado
a -80°C respecto al acero sin subenfriar, lo cual puede deberse a la transformación
de la austenita retenida en martensita, además, presenta una diferencia en la
cantidad de carburos y la posición de ellos en estado de subenfriamiento, pues, la
mayoría de los carburos se encuentran en los límites de grano y en el acero
subenfriado aumenta la cantidad de carburos que se encuentran sobrepuestos en
los límites de grano.
Por su parte, en el artículo PULVIMETALURGIA EN EL EXTERIOR, presentado por
V. M. Kryachek, D. A. Levina, and L. I. Chernyshev, los autores argumentan que las
empresas asiáticas desde el año 2007 han participado progresivamente en el
mercado de la pulvimetalurgia, en especial países como Japón, China, India y Corea
del Sur, lo que se evidencia en los documentos presentados en el Congreso Mundial
de la Metalurgia de polvo. En efecto, el artículo contiene unas gráficas que indican
que la pulvimetalurgia en Corea del Sur en 2005 avanzó rápidamente en referencia
a las ventas anuales, seguido de India, China, Japón y Singapour. Además, esta
9
información es sustentada con unas tablas de producción de polvo de hierro en
Japón y China desde los años 2003 a 2005.
Así mismo, el moldeo por inyección de metal (MIM) es significativo en las
tecnologías de los aceros pulvimetalúrgicos y están en desarrollo en países de
Europa y Norteamérica. En Asia esta tecnología se aplica por ejemplo para piezas
que requieran de resistencia al desgaste y la fricción (como se utiliza en este caso
de estudio), también en piezas para motores de automóviles y turbinas, en variedad
de herramientas, piezas para máquinas de perforación de petróleo y gas, entre
otros, por este motivo es interesante continuar investigando sobre la mecánica de
la pulvimetalurgia. El soporte de esta información se presenta en una gráfica de
barras que relaciona el consumo (en porcentaje) con los países de Asia
mencionados anteriormente en referencia a la distribución de productos de polvo
entre sectores industriales para aplicaciones en ingeniería de automóviles
principalmente, ingeniería industrial y máquinas en general.
La pulvimetalurgia tiene una amplia gama de aplicaciones, por ejemplo, para piezas
de motores, equipos de refinado de petróleo, máquinas agrícolas, productos y
piezas para acondicionadores de aire, máquinas herramientas, equipos de
comunicación.1 Cabe resaltar que este artículo denota una particularidad por la
importancia de la pulvimetalurgia en la industria del automóvil en países asiáticos,
pues, argumentan que su uso ha permitido el desarrollo a gran escala de esta
actividad económica.
Finalmente, el párrafo más significativo en cuanto a ingeniería mecánica se refiere,
asevera que científicos e ingenieros asiáticos trabajan en el diseño y optimización
de tecnologías de pulvimetalurgia, lo que se evidencia en una técnica desarrollada
en Japón, que consiste en aplicar un lubricante líquido sobre la pared de la matriz
mediante pulverización electrostática y el polvo contiene una cantidad reducida de
1 V. M. Kryachek, D. A. Levina, and L. I. Chernyshev (2007). Pulvimetalurgia en ASIA. Powder Metallurgy and
Metal Ceramics, Vol.46.
10
lubricante interno, después de la compactación en caliente, en la que el polvo y la
matriz se calientan a (100 - 150)° C, el compacto de acero Sigmaloy 2010 puede
ser 0.2 g / cm3 más denso, y la resistencia a la fatiga por flexión en rotación puede
ser 1.8 veces más alta que con la tecnología convencional.
Ahora bien, en el artículo MATHEMATICAL MODELING OF HEAT TREATING
POWDER METALLURGY STEEL COMPONENTS; realizado por V. S. Warke, M.
M. Makhlouf; los autores presentan y discuten un modelo matemático para predecir
la respuesta de los aceros pulvimetalúrgicos al tratamiento térmico. El modelo se
basa en la modificación de un software comercialmente disponible que se desarrolló
originalmente para aleaciones forjadas, de modo que se puediese explicar el efecto
de la porosidad. Se desarrolló una extensa base de datos específicamente para
aceros pulvimetalúrgicos que incluyen transformaciones de fase dependientes de la
porosidad y la temperatura.
Ahora bien, esta extensa base de datos se ejecutó para el acero pulvimetalúrgico
FL-4065 que contiene información sobre la transformación cinética de fase y se ha
utilizado en el modelo para predecir el cambio dimensional, la distorsión, el tipo y la
cantidad de fases metalúrgicas que se desarrollan en un componente típico del
acero al tratamiento térmico.
Usando el modelo, simularon la respuesta al tratamiento térmico de piezas de
metalurgia de polvo, prensado y sinterizado y compararon las predicciones del
modelo para las mediciones hechas en tratamientos térmicos con partes que se
fabricaron comercialmente a partir del acero FL-4605 . Los cambios dimensionales
y la cantidad de austenita retenida después de desarrollado el tratamiento térmico
predicho por el modelo era muy similar con relación a las contrapartes medidas.
Por otro lado, en el artículo MEDIOS DE ENFRIAMIENTO PARA EL TEMPLE
realizado por N. Caballero Stevens, G. M. Figueroa Cuervo, se exponen las
características fundamentales de los medios convencionales empleados para el
11
enfriamiento durante el temple, teniendo en cuenta las variables que rigen este
proceso, como la temperatura, el tiempo de calentamiento y la velocidad de
enfriamiento.
Respecto a la velocidad de enfriamiento, ésta se puede determinar recurriendo a la
curva de enfriamiento del acero en estudio (ver Fig.1) y trazando una tangente en
el punto correspondiente a determinada temperatura midiendo la pendiente.
Ahora bien, no existe un medio ideal de enfriamiento, por ello se ha empleado
variedad de productos enfriantes que influyen en factores como la temperatura
inicial del baño, la temperatura de ebullición, el calor específico, entre otros, siendo
así el agua, el aceite, las sales y el aire los medios enfriantes más recurrentes.
En efecto, cuando el temple es al aire, la velocidad de enfriamiento es muy pequeña
y la temperatura interior y exterior tienden a equilibrarse. Todos los aceros aleados
se templan en aceite o al aire y únicamente en casos especiales en agua, pues,
esto conduce a la aparición de grietas y deformaciones. 2
En conclusión, para obtener los resultados esperados tras el temple, es importante
emplear un medio de enfriamiento adecuado. En la actualidad se emplean
soluciones acuosas con diversos compuestos orgánicos o soluciones de aceites con
diferentes aditivos a parte de los medios comúnmente usados como el agua,
aceites, sales, etc.
Para terminar, en el artículo ESTRUCTURAS METALOGRÁFICAS DE LOS
ACEROS ESPECIALES realizado por Criado Portal Antonio J. se realiza un análisis
de los elementos de aleación en los aceros, una explicación de la técnica
experimental y preparación de muestras y una clasificación de algunos aceros, entre
ellos el producido por pulvimetalurgia, según su microestructura y uso. Este
documento en el apartado de aceros pulvimetalúrgicos, presenta variedad de
2 http://www.ingenieriamecanica.cujae.edu.cu/index.php/revistaim/article/viewFile/395/735
12
micrografías tomadas a diferentes aumentos, que aportan una guía para la
identificación de fases, naturaleza, tamaño y distribución de carburos.
JUSTIFICACIÓN
El acero pulvimetalúrgico en estudio (K390 Microclean) es una patente de la
multinacional VOESTALPINE AG, previamente BÖHLER UDDEHOLM S.A, el cual
fue diseñado para aplicaciones de trabajos en frío, de allí su alta resistencia al
desgaste y la compresión y su elevada tenacidad; este acero es utilizado
comúnmente en el campo de la troquelería para la fabricación de matrices,
punzones o rodillos de corte, también es útil para conformados en frío, fabricación
de cuchillas de corte, transformación de plásticos, entre otras, pero en este caso se
considera exclusivamente su aplicación en la industria de la troquelería. No
obstante, retomando el caso de la empresa Abba Indusel, donde se realizó un
inadecuado tratamiento térmico, es apropiado indicar que el uso del material en
estudio tiene bastantes ventajas económicas, no por el costo de este sino por su
desempeño para trabajos en frío, puesto que, si se compara con un acero
ledeburítico al 12% de Cromo, por ejemplo, en cuanto a su microestructura, se
evidencia la variación en el tamaño y la distribución de los carburos.
Finalmente, al concluir este estudio se obtendrá una alternativa de una secuencia
de tiempos y temperaturas que se podrán emplear si se requiere utilizar el acero en
estudio, lo cual aplicado a la industria generaría una mayor eficiencia en los
procesos de producción, mano de obra, optimización de tiempos de trabajo y con
ello la reducción de costo de fabricación o reparación de troqueles, moldes, piezas
o en cualquier otro campo en el que el trabajo en frío sea significativo.
13
OBJETIVOS
OBJETIVO GENERAL
Realizar un análisis microestructural para un acero Bohler K390 variando las
condiciones de temple y revenido.
OBJETIVOS ESPECÍFICOS
- Establecer la secuencia de tiempos, temperaturas y medios de enfriamiento
a la cual se llevará a cabo el tratamiento térmico.
- Realizar un análisis de dureza antes y después de cada tratamiento.
- Analizar la metalografía de las muestras y realizar un comparativo entre las
microestructuras.
- Estimar la variación del tamaño de los carburos generados en cada una de
las muestras obtenidas y observar su distribución.
MARCO TEÓRICO
ESPECIFICACIÓN TÉCNICA DEL MATERIAL
Para tener una mejor visión de las propiedades mecánicas del material es
importante empezar analizando el efecto o aporte de cada uno de los elementos de
aleación sobre el mismo, así pues:
Romano T. Patricia, (2003). pulvimetalúrgicos mediante un proceso de consolidación con almidón (tesis doctoral). Universidad Carlos III de Madrid, Leganés, España.
14
COMPOSICIÓN QUÍMICA:
* CARBONO (C): 2.47%
El contenido de Carbono de un acero es indispensable para “predecir” el
comportamiento mecánico y por ende la aplicación del material debido a que, por
ejemplo, al aumentar el porcentaje de este elemento se obtiene un incremento del
valor de resistencia a la tracción, incrementa el índice de fragilidad en frío y
disminuye su tenacidad y ductilidad. De esta manera, es muy importante fijar con
cautela el contenido de Carbono en función de las aplicaciones requeridas puesto
que pequeñas variaciones pueden generar cambios en las propiedades mecánicas
finales teniendo en cuenta que el Carbono es el principal elemento endurecedor.
Ahora bien, en referencia a los tratamientos térmicos, el Carbono debe ser el
necesario para la formación de carburos que se disuelvan durante la austenización
para el posterior temple del acero, de tal modo que la martensita formada sea lo
suficientemente dura y durante el revenido halla un endurecimiento secundario por
precipitación de carburos.3
* SILICIO (Si): 0.55%
Este elemento actúa principalmente como desoxidante y endurecedor en los aceros
de aleación, incrementa la dureza y la resistencia en aceros laminados, aunque en
3 Desarrollo de un nuevo método de obtención de aceros para herramientas
15
menor medida que el Manganeso. La cantidad de Silicio presente se relaciona con
el tipo de acero y este elemento tiene una leve tendencia a la segregación.
Respecto al contenido de Silicio, no es conveniente que sea mayor al 0.2% para
aceros que posteriormente se vayan a soldar, pues, el Silicio tiene un punto de
fusión muy alto. Por otro lado, para aceros obtenidos por moldeo, el contenido debe
ser de hasta 0.3% a consecuencia que el acero fundido obtiene fluidez. 4 También,
para aceros con alto contenido de carbono, como el acero en estudio, el contenido
de silicio debe ser bajo, puesto que favorece la descomposición de la cementita y
la transforma en grafito.
* MANGANESO (Mn): 0.40%
El Manganeso es un elemento comúnmente utilizado en los aceros inoxidables y
generalmente en todos los aceros comerciales. Este elemento actúa como
desoxidante y equilibra los efectos adversos del azufre tras el proceso de fabricación
del acero, facilitando así el moldeo, la laminación y otras operaciones de trabajo en
caliente.
En referencia a los tratamientos térmicos, propiedades como la resistencia y la
tenacidad dependen del tamaño de grano y de la fracción de volumen de perlita
contenida en el acero, el Manganeso aumenta la templabilidad del material y
contribuye a su resistencia con el endurecimiento de la solución de ferrita aunque
en menor medida que otros elementos presentes en el acero de estudio como el
Carbono y el Silicio. Además, el Manganeso reduce la temperatura en la cual la
austenita se transforma en ferrita, lo que evita la precipitación de la cementita en los
límites de los granos de ferrita y refina las estructuras perlíticas resultantes. En el
proceso de enfriamiento, la austenita se transforma en estructuras como la bainita
y la martensita, el Manganeso retarda la transformación de la austenita promoviendo
el endurecimiento en aceros tratados térmicamente como en este caso.
4 descubrelosmateriales.blogspot.com/2009/03/clases-de-acero-e-influencia-de-los.html
Romano T. Patricia, (2003). pulvimetalúrgicos mediante un proceso de consolidación con almidón (tesis doctoral). Universidad Carlos III de Madrid, Leganés, España.
16
Finalmente, el Manganeso forma carburos similares a la cementita, pero no produce
endurecimiento secundario durante el temple y aumenta la susceptibilidad a la
fragilidad durante el temple cuando está presente en más del 0.30% y se debe evitar
el rango de temperatura crítica (375-575) °C. 5
* CROMO (Cr): 4.2%
El Cromo es el elemento más usado en aceros de aleación, puesto que aumenta la
dureza y la resistencia a la tracción, aumenta la resistencia al desgaste y la abrasión,
es resistente a altas temperaturas y actúa como agente antioxidante además de
proteger de la corrosión.
En referencia a los tratamientos térmicos, el Cromo juega un papel importante ya
que mejora la templabilidad del acero impidiendo deformaciones y también reduce
la oxidación durante el tratamiento térmico.
Suele estar presente en concentraciones que varían entre 3 y 5% aunque
normalmente se presenta en un 4% ya que esta concentración proporciona la mejor
combinación de propiedades, pues, en cantidades superiores se estabiliza la ferrita,
lo cual supone un descenso en la dureza de la matriz.6 Por otro lado, el cromo se
disuelve en la ferrita y tiende a formar carburos de cromo.
* MOLIBDENO (Mo): 3.8%
5 Satyendra. (2014, 29 de Septiembre). Manganese in steels. Ispat
Guru. Recuperado de http://ispatguru.com/manganese-in-steels/
6 Desarrollo de un nuevo método de obtención de aceros para herramientas
17
El Molibdeno es un elemento formador de carburos que aumenta la templabilidad y
reduce la fragilidad además de aportar dureza secundaria en el revenido, así, el
Molibdeno aumenta la resistencia a la fluencia a altas temperaturas, aumenta la
resistencia al desgaste y a la corrosión y mejora la tenacidad.
Respecto al tratamiento térmico, el Molibdeno reduce la separación de ferrita de la
austenita para aumentar la capacidad de endurecimiento bainítico. El calentamiento
para la austenización debe realizarse lentamente y se debe evitar el
sobrecalentamiento, para ello es necesario tomar medidas en cuanto a la protección
de la superficie, además, el enfriamiento del material puede ser directo o
interrumpido y debe realizarse un tratamiento de estabilización como el nitrógeno
líquido (probeta F) para la transformación de la austenita residual.7
* VANADIO (V): 9 %
El Vanadio elimina las impurezas de las escorias procedentes de la fabricación del
acero y aumenta la eficacia de las herramientas de corte, teniendo en cuenta que el
acero en estudio, como se ha mencionado con antelación, se emplea para la
fabricación de este tipo de herramientas; así pues, el Vanadio aumenta la resistencia
a las fracturas por impacto y aumenta la resistencia a la fatiga, propiedades
inherentes en la fabricación de troqueles.
El contenido de Vanadio en las aleaciones conlleva a la formación de carburos
estables que aumentan la resistencia al desgaste en gran proporción; este elemento
tiende a afinar el grano y disminuye la templabilidad, también actúa como
desoxidante. Generalmente se encuentra en porcentajes pequeños (0.02 - 0.03) %
por ser un gran formador de carburos8 excepto en los aceros para herramientas
como en este caso 9%.
7 Satyendra. (2014, 4 de Octubre). Molybdenum in steels. Ispat
Guru. Recuperado de http://ispatguru.com/molybdenum-in-steels/ 8 http://www.biltra.com/asesor/influencia-de-los-aleantes-en-los-aceros/
Romano T. Patricia, (2003). pulvimetalúrgicos mediante un proceso de consolidación con almidón (tesis doctoral). Universidad Carlos III de Madrid, Leganés, España.
18
* TUNGSTENO (W): 1%
El Tungsteno proporciona resistencia al desgaste y dureza a altas temperaturas
debido a los carburos estables que genera con el Hierro y el Carbono, además refina
el tamaño de grano.
Este elemento contribuye al aumento de la resistencia al desgaste, mejora la dureza
en caliente, genera un endurecimiento secundario y aporta una gran resistencia al
acero tras su revenido; al disminuir la concentración de Tungsteno, se adiciona
Molibdeno para compensar, pese a que los carburos de Molibdeno se disuelven a
temperaturas inferiores9, lo cual se puede corroborar en el contenido de W y Mo del
acero en estudio (Mo: 3.8%).
* COBALTO (Co): 2%
El Cobalto en principio tiene tres funciones: disminuir la austenita residual después
del temple y sus respectivos revenidos, pues, eleva la temperatura de inicio de
transformación de la martensita; mejora la cohesión entre los carburos y la matriz e
incrementa la temperatura de trabajo, lo cual hace eficiente el corte cuando las
herramientas se emplean a altas temperaturas.10
9 Romano T. Patricia, (2003). Desarrollo de un nuevo método de obtención de aceros para herramientas
pulvimetalúrgicos mediante un proceso de consolidación con almidón (tesis doctoral). Universidad Carlos III
de Madrid, Leganés, España. 10 Desarrollo de un nuevo método de obtención de aceros para herramientas
19
Este elemento aumenta la resistencia y dureza, disminuye la templabilidad, aumenta
las propiedades magnéticas del material, permite temperaturas de enfriamiento
altas e intensifica los efectos de los demás elementos sobre el material.
Ahora bien, el Cobalto es el único elemento aleante que desplaza las curvas TTT
del acero hacia la izquierda, lo que aporta dureza secundaria de revenido. Además,
aumenta la resistencia a la formación de óxidos a altas temperaturas y la adición de
(8 - 10) % de Co en los aceros para herramientas, aumenta sus propiedades de
corte11 aunque éste no es el caso de nuestro acero en estudio.
DIAGRAMAS DE EQUILIBRIO
-Diagrama de equilibrio Fe-Ca
Éste diagrama indica las fases existentes en condiciones de equilibrio en función de
la temperatura y el porcentaje de carbono presente en el acero, posterior a un
calentamiento o enfriamiento lento, lo cual permite describir los fenómenos de
transformación del acero, puesto que representa las condiciones de austenización
que establecen la repartición del carbono y los elementos de aleación, determina el
grado de disolución de los carburos e indica el tamaño de grano austenítico, que
cambia luego del proceso de enfriamiento.
11 http://descubrelosmateriales.blogspot.com/2009/03/clases-de-acero-e-influencia-de-los.html
Romano T. Patricia, (2003). pulvimetalúrgicos mediante un proceso de consolidación con almidón (tesis doctoral). Universidad Carlos III de Madrid, Leganés, España.
20
21
Figura 1. Diagrama de equilibrio Hierro Carbono.
Fuente: WILALSUCRE. Diagrama de hierro – carbono, fases para el acero y la fundición [imagen].
p. 1. [Consultado: 28 de Julio de 2018]. Disponible en
Internet: https://cofrecito.com/tag/diagrama-de-hierro/.
-Diagrama Hierro-Carburo de Hierro
Debido al contenido de elementos aleantes del acero en estudio, se realiza una
ampliación al diagrama anterior para analizar el efecto que realizan tales elementos
durante el temple, agrupándolos en dos conjuntos, así pues, podemos diferenciar
los elementos que amplían la zona γ (gamma) y los elementos que reducen la zona
γ.
22
Se distinguen los elementos que amplían la zona γ (como el níquel y el manganeso).
Para ciertos contenidos de estos elementos, la estructura austenítica se mantiene
aún con enfriamiento lento hasta temperatura ambiente y estos aceros son
denominados austeníticos; por otro lado, se encuentran los elementos que
estrechan la zona γ (como el cromo). Para ciertos contenidos de estos elementos,
no se produce ninguna transformación de la estructura, siendo estos aceros
denominados ferríticos.12
Figura 2. Diagrama de equilibrio en aceros austeníticos.
Fuente: VERGARA, F, & GALEANO, R. (2004). Estudio del comportamiento de los aceros K107, K190
Y S600 al ser sometidos a procesos de enfriamiento bajo cero [imagen]. Universidad Nacional de
Colombia, Bogotá. Pág. 19.
En este diagrama se observa la ampliación de la zona γ debido a los elementos de
aleación.
Figura 3. Diagrama de equilibrio en aceros ferríticos.
12 Vergara, F, & Galeano, R. (2004). Estudio del comportamiento de los aceros K107, K190 Y S600 al ser sometidos a
procesos de enfriamiento bajo cero (tesis de pregrado). Universidad Nacional de Colombia, Bogotá.
23
Fuente: VERGARA, F, & GALEANO, R. (2004). Estudio del comportamiento de los aceros K107, K190
Y S600 al ser sometidos a procesos de enfriamiento bajo cero [imagen]. Universidad Nacional de
Colombia, Bogotá. Pág. 20.
En este diagrama se observa la reducción de la zona γ a consecuencia de los elementos
aleantes.
DIAGRAMA TTT
Los diagramas TTT o diagramas de transformación isotérmica juegan un papel
importante al determinar la velocidad de enfriamiento necesaria en la transformación
requerida para el producto final. Estos diagramas relacionan la temperatura, el
tiempo y la transformación existente en cada fase, pues, al someter el acero a un
proceso de calentamiento o enfriamiento se producen cambios en la estructura
interna, los cuales se denominan cambios de fase, teniendo en cuenta que la fase
es por así decirlo, cada una de las partes homogéneas que se pueden separar
físicamente. Estos cambios de fase alteran las propiedades físicas y mecánicas del
24
material y la temperatura a la cual se producen estos cambios se conoce como
punto crítico.
Ahora bien, a través de los diagramas Fe-C se establece el estado de equilibrio que
alcanzaría un sistema bajo determinadas condiciones de composición y
temperatura, lo cual sugiere un análisis de tipo termodinámico, al considerar los
diagramas TTT, se obtiene el estado que alcanza dicho sistema en función de la
velocidad de enfriamiento, lo que propone un análisis cinético del proceso.
A saber, las fases deseadas para generar una buena resistencia y tenacidad son la
martensita y la bainita, ambas fases con alta dureza. La capacidad de
endurecimiento puede verse afectada por la porosidad del material, ya que los poros
reducen la conductividad térmica y dificultan la formación de las microestructuras
que proporcionarían alta resistencia final.13
A continuación, se aprecia el diagrama de enfriamiento continuo del acero Bohler K390.
25
Figura 4. Diagrama de enfriamiento continuo del acero Bohler K390.
13
Metal Powder Industries Federation. Powder metallurgy materials can be heat treated with great success. PICK PM. Recuperado de https://cdn2.hubspot.net/hubfs/2786657/Heat%20Treating%20PM.pdf?t=1535132602395
Fuente: VOESTALPINE – BOHLER. Catálogo del acero Bohler K390 Microclean [imagen]. p. 12.
[Consultado: 20 de agosto de 2018]. Disponible en Internet:
https://www.bohleredelstahl.com/media/productdb/downloads/K390DE.pdf.
26
En este diagrama se identifican las zonas de Martensita, Bainita, Perlita, Austenita,
Austenita Residual (RA), carburos ledeburíticos (LK) así como el inicio de la
precipitación de los carburos durante el enfriamiento desde la temperatura de
austenización (K2) y los carburos que no se disuelven durante la austenización a un
porcentaje de 10% (K1).
TEMPLE
Se denomina temple a la capacidad que tiene un acero de formar martensita, por
enfriamiento adecuado, en puntos del interior de la pieza. Por su parte, los
elementos de aleación facilitan el temple. En general, los aceros se templan para
conseguir mayor resistencia y dureza. En los aceros pulvimetalúrgicos, las piezas
con una densidad superior a 6.7g/cm3 (0.242 lb/in.3) deben templarse después del
endurecimiento. Las temperaturas de temple recomendadas para las piezas de los
aceros pulvimetalúrgicos oscilan entre 150 y 200 ° C (300 a 390 ° F). 13Así, el
templado a más de 200 ° C da como resultado una mejor resistencia a la fatiga, a la
tracción y al impacto.
REVENIDO
Posterior al proceso de templado, al ser la martensita demasiado frágil, es necesario
elevar la resiliencia del acero, así como eliminar las tensiones ocasionadas por el
rápido enfriamiento y la contracción volumétrica. No se pretende eliminar los efectos
del temple sino modificarlos, se consigue disminuir la dureza y la resistencia,
eliminando tensiones internas, y aumentando la tenacidad. El revenido se aplica a
las aleaciones tratadas con temple martensítico. Se consigue mejorar la tenacidad
de las piezas templadas, a costa de disminuir su dureza. La temperatura del
calentamiento en este tratamiento es inferior a la del temple. Cuanto más se
13 https://www.asminternational.org/web/hts/news/newswire//journal_content/56/10192/25784977/NEWS
27
aproxima a la temperatura máxima de temple, mayor es la disminución de la dureza
y la mejora de la tenacidad. En este tratamiento térmico, la velocidad de enfriamiento
no influye en el resultado, suele dejarse enfriar al aire, aunque algunos aceros es
conveniente enfriarlos en agua o aceite.
Si el revenido se realiza a temperatura alta, el acero está formado por ferrita y
cementita o carburos con una estructura tan fina que no es resoluble en microscopía
óptica, que suele conocerse como martensita revenida.
Ahora pues, los aceros de alta aleación y gran contenido en carbono como el K390
pueden llegar a tener tras el temple, cantidades superiores al 40% de austenita
retenida. Por éste y otros factores el revenido debe realizarse en tres etapas.
Primera etapa: A temperaturas inferiores a los 250ºC, de la martensita
sobresaturada en carbono (del temple), se precipita un carburo de hierro, llamado
carburo Épsilon, , transformándose en martensita β de red cúbica, por la pérdida
de carbono, suele contener alrededor de 0,25% de carbono y se oscurece al
precipitar el carburo Épsilon en los límites de los primitivos subgranos de la
austenita. La martensita β, igual que la martensita α, es acicular. En la segunda
etapa la austenita retenida sufre una precipitación de carburos de elementos
aleantes, empobreciéndose en carbono, se le conoce como acondicionamiento de
la austenita, es progresivo desde los 200ºC hasta los 550ºC. En la tercera etapa: La
Mβ se transforma en ferrita y cementita. En el enfriamiento posterior desde la
temperatura de revenido hasta la temperatura ambiente, la austenita acondicionada
se transforma en un agregado de ferrita y carburos de igual morfología acicular que
la bainita inferior. Suele someterse a un doble revenido para eliminar la fragilidad
asociada a su formación, así el agregado se transforma en ferrita y cementita
globulizada, quedando el acero formado por ferrita y cementita (martensita revenida)
y por carburos del acondicionamiento de la austenita durante el primer revenido.14
14 https://repositorio.unican.es/xmlui/bitstream/handle/10902/9156/386972.pdf?sequence=1
28
PROCEDIMIENTO Y ANÁLISIS
ANÁLISIS METALOGRÁFICO
El procedimiento metalográfico se realizó con base en los lineamientos de las normas
ASTM E3 y ASTM E407 de la siguiente manera:
CORTE:
Según la norma, se recomienda realizar el corte en una máquina de disco abrasivo,
pero en este caso el corte se efectuó mediante el proceso de electroerosión, en la
máquina erosionadora de hilo de referencia Actspark CF20 perteneciente a la
empresa Abba Indusel.
Posterior a los tratamientos térmicos establecidos, se realiza una marca a cada probeta
para su identificación.
Fotografía 1. Probetas marcadas para su identificación.
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Probetas [fotografia]. Estudio microestructural del acero pulvimetalúrgico Bohler
K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento. 12 de septiembre de 2018.
INCLUSIÓN EN RESINA:
La inclusión se realiza en la empresa Ferrotérmicos S.A.S utilizando resina poliéster
catalizada.
29
Fotografía 2. Aplicación de resina poliéster.
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Resina poliéster [fotografia]. Estudio microestructural del acero pulvimetalúrgico
Bohler K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento. 12 de septiembre de 2018.
PULIDO DE LAS PROBETAS:
En primera medida, se utilizan lijas No. 80, 120, 220, 400, 600, 1200,1500 y 2000 en
una superficie inclinada y con un flujo constate de agua.
Fotografía 3. Probetas pulidas con lija.
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Pulido con lija [fotografia]. Estudio microestructural del acero pulvimetalúrgico Bohler
K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento. 12 de septiembre de 2018.
30
Luego, se pasan las probetas por un paño sobre un disco giratorio de una pulidora
metalográfica aplicando alúmina.
Fotografía 4. Paño de billar y alúmina.
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Pulido con paño de billar y alúmina [fotografia]. Estudio microestructural del acero
pulvimetalúrgico Bohler K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento. 20 de septiembre de 2018.
Posterior a ello, se realiza el mismo procedimiento anterior, pero esta vez se cambia el
paño y se utiliza suspensión de diamante malla 8000 y 14000.
Fotografía 5. Probetas pulidas con alúmina y suspensión de diamante.
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Alúmina y suspensión de diamante [fotografia]. Estudio microestructural del acero
pulvimetalúrgico Bohler K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento. 20 de septiembre de 2018.
Probetas pulidas con suspensión de diamante. Probetas pul idas con
Alúmina.
31
ATAQUE QUÍMICO:
A fines de observar en el microscopio con mayor claridad la microestructura del
acero en cuestión, permitiendo la identificación de carburos sin disolver o revelando
detalles como segregaciones o particularidades en el entorno de la fase o matriz, se
atacan las probetas con picral, sumergiéndolas en el ácido durante
aproximadamente 30s, cuyo efecto radica en la revelación de los límites de grano
de austenita en estructuras martensíticas y ennegrece la perlita, siendo éste un
proceso de corrosión controlada.
Fotografía 6. Ataque con Picral.
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Ataque con picral [fotografia]. Estudio microestructural del acero pulvimetalúrgico
Bohler K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento. 24 de octubre de 2018.
OBSERVACIÓN MICROSCÓPICA
Para poder identificar las fases del acero en cuanto a naturaleza, tamaño, cantidad
y distribución, se emplea el Microscopio Electrónico de Barrido de la Universidad
Nacional de Colombia a 5000x, 10000x y 20000x aumentos, el equipo se describe
a continuación.
Microscopio Electrónico de Barrido Tescan Vega 3SB, que opera con un
filamento de tungsteno a voltajes de aceleración de los electrones desde
200V hasta 30kV y vacíos de 0.009Pa a 2000Pa.
32
Fotografía 7. Cámara de vacío, SEM U.N.
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Cámara de vacío, SEM U.N. [fotografia]. Estudio microestructural del acero
pulvimetalúrgico Bohler K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento. 24 de octubre de 2018.
En primera medida, es de suma importancia conocer la secuencia de enfriamiento
empleada en el experimento para cada probeta, la cual se expone en la tabla No.1.
33
Tabla 1. Tiempos y temperaturas para temple y revenido.
TEMPLADO
REVENIDO
PROBETA TEMPERATURA
(°C)
TIEMPO (MIN) REVENIDO
NO.
TEMPERATURA
(°C)
TIEMPO
(MIN)
A 1170 60
1 600 120
2 570
3 550 120
B 1170 60
1 580 120
2 550
3 530 120
C 1170 60
1 550 120
2 530
3 510 120
D 1170 60
1 520 120
2 520 120
3 520 120
E 1170 60
1 620 120
2 580
3 550
F 1170 60
1 350 60
2 570 60
G 1170 60
1 550 120
2 590 120
3 550 120
H NA NA NA NA NA
Fuente: PÉREZ, Tatiana. Secuencia de tiempos y temperaturas en temple y revenido. Estudio
microestructural del acero pulvimetalúrgico Bohler K390 Microclean a diferentes secuencias de enfriamiento.
16 de mayo de 2018.
34
MICROGRAFÍAS OBTENIDAS
En el SEM de la Universidad Nacional se realizó para cada una de las probetas un
análisis de electrones retrodispersados para observar los elementos que componen
el acero en estudio (durante la toma, se da click aleatoreamente sobre el área de
cada probeta) y un análisis de electrones secundarios para visualizar su morfología
en un contraste diferente como se muestra a continuación.
Micrografía 1. Probeta A. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (600,570,550) °C
atacado con picral. Aumento: 5000x.
35
Micrografía
36
2. Probeta A. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (600,570,550) °C
atacado con picral. Aumento: 10000x.
37
Figura 5. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta A.
Micrografía
38
3. Probeta B. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (580,550,530) °C
atacado con picral. Aumento: 5000x.
Micrografía 4. Probeta B. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (580,550,530) °C atacado
con picral. Aumento: 10000x.
39
Figura 6. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta B.
Micrografía
40
5. Probeta C. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (550,530,510) °C atacado
con picral. Aumento: 5000x.
Micrografía 6. Probeta C. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (550,530,510) °C atacado
con picral. Aumento: 10000x.
41
Micrografía 7. Probeta C. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (550,530,510) °C atacado
con picral. Aumento: 20000x.
Micrografía
42
43
Figura 7. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta C.
44
Micrografía 8. Probeta D. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (520) °C atacado con
picral. Aumento: 5000x.
Micrografía 9. Probeta D. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (520) °C atacado con
picral. Aumento: 10000x.
45
Figura 8. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta D.
Micrografía 10. Probeta E. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (620,580,550) °C
atacado con picral. Aumento: 5000x.
46
Micrografía 11. Probeta E. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (620,580,550) °C
atacado con picral. Aumento: 10000x.
Micrografía 12. Probeta E. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (620,580,550) °C
atacado con picral. Aumento: 20000x.
47
Figura 9. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta E.
48
Micrografía 13. Probeta F. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C atacado con picral. Aumento:
49
5000x.
Micrografía 14. Probeta F. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C atacado con picral. Aumento:
10000x.
Figura 10. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta F.
50
51
Micrografía 15. Probeta G. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (550,590,550) °C
atacado con picral. Aumento: 5000x.
Micrografía 16. Probeta G. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (550,590,550) °C
atacado con picral. Aumento: 10000x.
52
Micrografía 17. Probeta G. Microestructura del acero Bohler K390 templado a 1170°C y revenido a (550,590,550) °C
atacado con picral. Aumento: 20000x.
53
Figura
54
11. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta G.
Micrografía 18. Probeta H. Microestructura del acero Bohler K390 sin tratamiento térmico. Aumento: 5000x.
55
Micrografía 19. Probeta H. Microestructura del acero Bohler K390 sin tratamiento térmico. Aumento: 10000x.
12. Gráfico de electrones retrodispersados, probeta H.
Figura
56
ANÁLISIS Y RESULTADOS
57
En el análisis se realiza una comparación del porcentaje visible de carburos y de
fases para cada una de las probetas con ayuda del programa IMAGE J y una
comparación del tamaño de los carburos que en su geometría se aproximan a una
circunferencia (esferoidizados), además de una descripción general de la
observación.
A continuación, se expone el promedio de los datos arrojados por el programa Image
J respecto al área esferoidal en µm2 y el área de fase realizado para cada probeta
a 1000x aumentos con las gráficas correspondientes.
Tabla 2. Promedio de área esferoidal y de fase. PROBETA Área esferoidal (µm)2 Fase % Área esferoidal % Fase
A 101.377 328.132 23.603 76.397
B 91.497 334.387 21.484 78.516
C 91.337 335.771 21.385 78.615
D 75.811 351.896 17.725 82.275
E 92.556 335.152 21.640 78.360
F 76.983 351.701 17.958 82.042
G 76.439 351.863 17.847 82.153
H 158.958 272.583 36.835 63.165
13. Gráfica del promedio de área esferoidal y de fase en µm2
Figura
58
Figura 14. Gráfica promedio de área esferoidal y fase en porcentaje.
PROBETA TIPO
Cuadro 1. Número de “esferas” con circularidad mínima de 0.8
0
50
100
150
200
250
300
350
400
A B C D E F G H PROBETA TIPO
Área esferoidal (µm)2
Fase
59
Área con circularidad de 0.80 o más
A B C D E F G H
0.440 0.243 0.000 0.375 0.739 0.443 0.334 0.130 Cuadro 2. Número de “esferas” con A≥0.04µm2
Número de esferas con área superior o igual a 0.04 micrometros cuadrados
17 18 0 14 21 37 27 26
Figura 15. Gráfica del número de “esferas” con circularidad mínima de 0.8
0,739
0,440 0,375
0,443
0,334
Figura
60
0,800 0,700
0,600
0,500
0,400
0,300
0,200
0,100
0,000 A B C D E F GH
PROBETA
0,243
0,130
0,000
16. Gráfica del número de esferas con área superior o igual a 0.04µm2
61
Ahora bien, a continuación, se expone una tabla con datos del análisis de electrones
retrodispersados para observar la variación del porcentaje de elementos presentes
en cada una de las probetas, habiéndose hecho una selección al azar (clic) sobre
el área de cada probeta.
Tabla 2. Porcentaje de cada elemento.
17 18
0
14
21
37
27 26
0
5
10
15
20
25
30
35
40
A B C D E F G H
PROBETA
Figura
62
Probeta
tipo &
Elemento
A B C D E F G H
Fe 60.83 59.92 68.96 64.86 65.57 58.29 69.77 62.9
C 13.5 14.9 6.4 10.34 9.71 9.06 7.82 13.01
V 9.24 9.03 8.15 9.03 9.02 8.76 8.84 9.28
Cr 3.67 3.6 3.87 3.86 3.83 3.95 4 4.12
Mo 3.64 3.38 3.29 3.48 3.57 3.34 3.69
Co 2.22 1.79 2.27 1.9 2.04 2.37 1.87
W 0.66 0.66 0.73 0.9 0.83 1.49 0.84 1.22
Si 0.08 0.33 0.31 0.28 0.19 0.25 0.19
Mn 0.17 0.25 0.37 0.31 0.32 0.39 0.19
Finalmente, las durezas obtenidas tras los tratamientos térmicos se presentan en la
tabla No.2.
Tabla 2. Durezas post tratamientos térmicos.
TABLA DE DUREZAS
PROBETA
TIPO.
DUREZA
INICIAL (HRC)
DUREZA OBTENIDA TRAS
TEMPLE (HRC)
DUREZA OBTENIDA TRAS
REVENIDO (HRC)
A 25 66/67 60/61
B 25 66/67 62/63
C 25 66/67 64/65
D 25 66/67 66/67
E 25 66/67 56/57
F 25 66/67 66/67
63
G 25 66/67 61/62
H 25 NA NA
64
CONCLUSIONES
- Respecto a la microestructura, es notable que el material en estado de
entrega (sin tratamiento térmico, probeta H) tiene un área esferoidal mucho
mayor en relación a las probetas tratadas térmicamente.
- Se puede afirmar que la dureza del material se mantiene en un rango
promedio de 60 a 66 HRC a diferentes secuencias de enfriamiento sin
importar la distribución de los carburos.
- Según el catálogo del fabricante, la dureza alcanzable es de 58-64 HRC pero
con la variación del enfriamiento aumenta el rango.
- En el análisis de electrones retrodispersados se observa una variación en el
porcentaje de concentración de cada elemento de aleación en áreas
seleccionadas aleatoriamente para todas las probetas, lo cual se debe
posiblemente a los medios de enfriamiento.
- Se evidencia que la probeta C carece de esferas con circularidad igual o
mayor a 0.80, lo que permite afirmar que la geometría del grano es asimétrica
y bastante irregular, a diferencia de la probeta F que presenta el pico más
alto en cuanto a número de esferas con área superior o igual a 0.04µm2, lo
que propone una microestructura más simétrica, uniforme y compacta.
- En las micrografías se observa en el fondo la matriz martensìtica y se
observan las llamadas “esferas” que corresponden a los carburos generados
de Silicio, Vanadio, Manganeso, Cobalto, Molibdeno, Wolframio y Cromo.
- En todas las micrografías se observa una fina distribución de carburos en
toda la fase, debido al proceso de pulvimetalurgia.
- Respecto a las micrografías, en general se evidencia una fina y homogénea
distribución de carburos en toda el área de la matriz martensítica, además se
observa algunas zonas muy oscuras que pueden ser porosidades.
65
- En las micrografías tomadas a 50X aumentos no es preciso describir con
claridad la microestructura por la homogénea distribución de carburos en la
matriz o fase del acero.
BIBLIOGRAFÍA
Grossman. M, Brain. E. Principios del tratamiento térmico. American Society of
Metals. Metals Park. Barcelona. Editorial Ed Blume.
Molera. P. Introducción a la pulvimetalurgia. España. Editorial Bellalera S.A.
Pereloma. Elena & Edmonds. David. Phase transformations in steels. Vol.1.
Fundamentals and diffusion-controlled transformations. Editorial Woodhead
publishing.
L. Reimer. Scanning Electron Microscopy. Physics of Image Formation and
Microanalysis. Segunda edición. Editorial A.L. Schawlow.
William D. Callister. Introducción a la ciencia e ingeniería de los materiales 1.
Editorial Reverté.