1 analisis de la evolucion microestructural de un acero aisi/sae

ANALISIS DE LA EVOLUCION MICROESTRUCTURAL DE UN ACERO AISI/SAE 1045 AL SER
SOMETIDO A UN TRATAMIENTO ISOTERMICO
JUAN DAVID ARDILA GARCÍA
DAVID LEONARDO CORAL MARTÍNEZ
UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSE DE CALDAS
FACULTAD TECNOLOGICA
BOGOTA
2016
1
“Análisis de la evolución microestructural de un acero aisi/sae 1045 al ser sometido a un tratamiento
isotérmico”
Presentada por:
Juan David Ardila García
David Leonardo Coral Martínez
Dirigida por:
Carlos Arturo Bohórquez Ávila
Universidad distrital francisco José de caldas
Facultad tecnológica
Bogotá
2016
2
CONTENIDO
Pág.
1- RESUMEN
4
2- LISTA DE TABLAS
5
3- LISTA DE FIGURAS
6
4- INTRODUCCIÓN
7
5- MARCO TEÓRICO
8
5.1- Transformaciones de fase
8
5.2.1- transformaciones en estado sólido difusionales
8
5.2.2- transformaciones en estado sólido no difusionales
10
6- DESARROLLO DEL PROYECTO
11
6.1- Acero AISI/SAE1045
11
7- ANÁLISIS DE RESULTADOS
14
7.1- durezas obtenidas
16
8- CONCLUSIONES
17
9- BIBLIOGRAFÍA
18
3
1
RESUMEN
Para la realización de este proyecto se utilizaron 6 probetas de acero AISI/SAE 1045, de las cuales una se
mantuvo en estado de entrega, y las restantes se sometieron a tratamientos térmicos de la siguiente manera.
Todas las probetas fueron expuestas a un calentamiento inicial hasta 770°C durante 30 minutos, luego se
sometieron a un enfriamiento al medio ambiente con un leve rocío de agua hasta llegar a la temperatura de
550°C aproximadamente. Una vez alcanzada esta temperatura se introdujeron las muestras a una segunda
mufla calentada previamente a 550°C, de allí las probetas fueron sacadas de una en una a diferentes tiempos:
5 minutos, 15 minutos, 30 minutos, 1 hora y 2 horas. Cada muestra se dejó enfriar al ambiente. Este proceso
se realizó con el fin de analizar el cambio que sufría el material en su microestructura, observando las
muestras en un microscopio metalográfico, asimismo realizando pruebas de dureza a cada probeta para
luego consignar los valores en una tabla comparativa teniendo en cuenta los diferentes tiempos utilizados
en los tratamientos.
4
2
LISTA DE TABLAS
Pág.
1- Composición química del acero SAE 1045
11
2- Temperaturas intercríticas para el acero SAE 1045
12
3- Microestructuras obtenidas
14-15
4- Valores de dureza
16
5
3
LISTA DE FIGURAS
Pág.
1- Diagrama reacción de precipitación
8
2- Imagen de preparación metalográfica
12
3- Grafica temperatura vs tiempo del tratamiento térmico
12
4- Imagen de elementos para realización del ataque
13
5- Imagen probetas después de la prueba de dureza
13
6- Grafica de los valores de dureza
16
6
4
INTRODUCCION
El acero AISI/SAE 1045, es un acero utilizado en la industria, para la realización de piezas de múltiples
formas, gracias a su fácil maquinabilidad, puesto que sus propiedades mecánicas, hacen que sea uno de los
materiales preferidos por la industria del mecanizado.
Los tratamientos térmicos que se le dan a un material, cambian su composición microestructural,
dependiendo del tiempo de duración de los tratamientos, del enfriamiento, y de las temperaturas a las cuales
se realizan los mismos.
Como principal objetivo, se busca Establecer la evolución microestructural de un acero AISI/SAE 1045 al
ser sometido a un tratamiento a temperaturas intercríticas y luego a un tratamiento isotérmico. El cual cuenta
para su logro con los siguientes objetivos específicos:



Realizar la secuencia de tiempos y temperaturas con calentamiento a 770 °C y posterior
enfriamiento de las muestras acero AISI/SAE 1045 hasta 550 °C, luego mantener esta temperatura
en intervalos de 5 minutos, 15 minutos, 30 minutos, 1 hora, 2 horas y posterior enfriamiento.
Identificar constituyentes por medio de micrografías de las probetas del acero AISI/SAE 1045.
Realizar pruebas de dureza a las muestras de acero AISI/SAE 1045 y generar tabla de dureza vs
tiempo.
De acuerdo con los objetivos, el artículo iniciara, con una breve explicación de los conceptos necesarios
para la interpretación del mismo.
7
5
MARCO TEÓRICO
TRANSFORMACIONES DE FASE
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 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. Los tipos de
transformaciones de fases que son posibles se pueden clasificar en cinco grupos: Reacciones de
precipitación, transformación eutectoide, Reacciones de ordenación, Transformaciones masivas, cambios
poliformicos.
La microestructura que se obtiene es función del tamaño de grano y de la velocidad de enfriamiento. Si la
velocidad de enfriamiento es muy elevada, no se forman núcleos hasta que el subenfriamiento es muy alto.
En estas condiciones, grandes zonas del límite de grano se llenan de núcleos. Por otra parte cuando el tamaño
de grano es pequeño hay gran cantidad de bordes, esquinas y límites de grano que favorecen una elevada
nucleación. Al contrario, cuando el tamaño de grano es grande, la nucleación está más impedida.
Reacciones de precipitación
Las reacciones de precipitación generalmente se producen en sistemas de aleaciones cuando una fase se
transforma en una fase mixta como resultado del enfriamiento desde altas temperaturas. La reacción de
estado sólido resulta en una mezcla de la fase de matriz y precipitados que nuclean. La matriz puede
compartir una estructura cristalina similar a la fase inicial, pero tiene a menudo un parámetro de red
diferente.
Figura 1. Diagrama reacción de precipitación
8
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.
Transformación masiva
En este caso la fase original se descompone en una o más fases con la misma composición de la fase de
partida, pero con diferente estructura cristalina. La nueva fase puede ser estable o metaestable.
Transformación polimórfica
Se produce en sistemas de un único componente con diferentes estructuras cristalinas que son estables en
diferentes intervalos de temperaturas. Caso del hierro que pasa de estructura cc a ccc.
Todas estas transformaciones se producen por nucleación y crecimiento controlados por la difusión.
En los tratamientos térmicos como el recocido o normalizado la transformación se produce durante el
enfriamiento continuo. Si este es muy lento la ferrita nuclea a bajos subenfriamientos en bordes o esquinas
de grano. Como hay tiempo la difusión hace que la austenita tenga una composición homogénea. Se alcanza
la temperatura eutectoide y se forma perlita.
En la precipitación de la ferrita desde la austenita bajo condiciones en las que no hay fases de transición, los
sitios de nucleación son los límites de grano y las superficies de las inclusiones. Bajo condiciones de
equilibrio, la ferrita proeutectoide se formará en aleaciones Fe-C que contengan menos del 0,8%C. La
reacción tiene lugar entre 723 y 910ºC.
Comportamiento de la ferrita y la perlita en la difusión
En los tratamientos térmicos como el recocido o normalizado la transformación se produce durante el
enfriamiento continuo. Si este es muy lento la ferrita nuclea a bajos subenfriamientos en bordes o esquinas
de grano. Como hay tiempo la difusión hace que la austenita tenga una composición homogénea. Se alcanza
la temperatura eutectoide y se forma perlita. La primera etapa en la formación de la perlita es la nucleación
de una de las fases ferrita o cementita en el límite de grano. La fase que nuclea depende de la estructura y
composición del límite de grano.
Los nódulos de la perlita nuclean en los límites de grano de la ausentita. Cuando el subenfriamiento es bajo,
nuclean pocos nódulos y se desarrollan y crecen, como esferas o semiesferas sin interferencias de unos sobre
otros. Si el subenfriamiento es elevado la velocidad de nucleación es mucho mayor y se produce la
saturación de sitios, todos los límites se llenan rápidamente de núcleos que crecen juntos formando capas
de perlita delineando los límites de grano de la ausentita original.
9
Cuando el acero contiene un porcentaje de carbono diferente al eutectoide, la transformación perlítica va
precedida por la formación de ferrita o cementita proeutectoide. Si el subenfriamiento es muy elevado, altas
velocidades de enfriamiento, es posible que la ausentita se transforme directamente en perlita.
Dureza en los procesos con difusión
Como ya se sabe, la máxima dureza obtenible en cualquier acero está asociada con una estructura totalmente
martensítica. Esta microestructura puede obtenerse siempre que se supriman las transformaciones
controladas por difusión de la austenita mediante enfriamientos suficientemente rápidos. Existen varios
factores que afectan las velocidades de enfriamiento a través del material y la respuesta de un acero dado a
esas velocidades de enfriamiento.
Dos factores importantes afectan la velocidad de enfriamiento o la velocidad a la cual el calor es removido
de una parte de un acero dado. Uno es la capacidad del calor de difundir desde el interior hacia la superficie
del acero y el otro es la capacidad del medio de temple de remover calor desde la superficie del mismo.
La capacidad de un acero de transferir calor está caracterizada por su difusividad térmica. La difusividad
térmica de los productos de transformación austenítica aumenta con la disminución de la temperatura.
Las bajas velocidades de enfriamiento dan más tiempo para que se desarrollen las transformaciones
controladas por difusión que provocan menores valores de dureza. En la práctica, es casi imposible controlar
las propiedades térmicas de los aceros y la manera principal de controlar la velocidad de enfriamiento es la
que se realiza mediante una selección apropiada del medio de temple.
Transformaciones en estado sólido no difusionales
Este tipo de transformación suponen un proceso tecnológicamente muy importante para endurecer los
aceros. Templando lo suficientemente rápido, desde el campo austenítico, para evitar que la transformación
eutectoide controlada por la difusión se produzca, el acero se transforma en martensita.
La martensita describe al producto de la transformación sin difusión. Se llama martensita al producto de
cualquier transformación en la que desde el comienzo hasta completarse los movimientos atómicos
individuales son menores de un espaciado interatómico. Por la forma tan rápida en que cambian de posición
los átomos en esta transformación se la denomina militar, en contraposición a las controladas por la difusión
que se denominan civiles.
Cualquier material, metales, aleaciones, cerámicos y compuestos, si se les enfría suficientemente rápido,
para evitar una transformación de difusión, pueden dar transformación martensítica.
10
6
DESARROLLO DEL PROYECTO
Para poder contextualizar el desarrollo del proyecto se ve la necesidad de aportar temas que brinden mayor
información acerca del área de desarrollo. Los temas son los siguientes:

Acero AISI/SAE1045.
Propiedades
Es un acero utilizado cuando la resistencia y la dureza son necesarias en condición de suministro. Este acero
de medio carbono puede ser forjado con matillo. Responde al tratamiento térmico y al endurecimiento por
llama o inducción pero no es recomendado para cementación o cianurado. Por su dureza y tenacidad es
adecuado para la fabricación de componentes de maquinaria.
Composición Química (Valores promedio, %)
C
0.43
–
0.50
Mn
Cr
0.60
0.90
0.70
0.90
P
-
0.035
máx.
S
0.040
máx.
Tabla1. Composición química del acero AISI/SAE 1045. (“Development of High Carbon HISTORY Steel Tube with Excellent Formability”
KAWASAKI STEEL TECHNICAL REPORT No. 47 December 2002).
Preparación metalográfica y toma de valores iniciales.
Fueron preparadas metalográficamente, seis probetas del material, buscando estudiar una en estado de
entrega, y las demás, a diferentes tiempos de permanencia en el tratamiento isotérmico.
Ac1 °C = 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 Ni + 6.77 Si Ni – 0.80 Cr Ni – 27.4 C V + 30.8 Mo V
− 0.84 Cr 2 – 3.46 Mo2 – 0.46 Ni2 − 28 V 2
(1)
A3 °C = 912 − 203 √%C + 15.2(%Ni) + 44.7(%Si) + 104(%V) + 31.5(%Mo) + 13.1(%W)
− 30(%Mn) − 11(%Cr) − 20(%Cu) + 700(%P) + 400(%Al) + 120 (%As)
+ 400(%Ti)
(2)
11
𝑨𝟑
789 °C
𝑨𝟏
723 °C
Tabla 2. Temperaturas intercríticas para el acero AISI/SAE 1045
Una vez obtenidos estos datos, se procede a llevar las probetas a la mufla para que estas alcancen una
temperatura de 770°C. La cual está en medio de las temperaturas intercríticas del acero. Seguido de esto, se
enfriaron hasta 550°C, para luego, introducirlos a una mufla previamente calentada a 550°C, que es la
temperatura de intervalo perlítico para el acero 1045.
Para cada probeta fue asignado un tiempo de permanencia diferente en la mufla a 550°C, buscando observar
el comportamiento microestructural de cada una.
Figura 2. Preparación metalográfica
900
800
700
600
500
400
300
200
100
0
Temperatura
A3
A1
Figura 3. Grafica temperatura vs tiempo del tratamiento térmico
12
Una vez que se hicieron los tratamientos térmicos, las probetas fueron preparadas metalográficamente
mediante un proceso de pulido, comenzando en la lija número 80, y llegando hasta la número 2000 para
garantizar la eliminación de cada una de las imperfecciones (como grietas y desniveles). Posteriormente se
realizó el pulido con rubí blanco para darle el brillo adecuado y quitarle las pequeñas grietas que se pudieran
presentar. Por medio de la pulidora metalográfica, se dio el correcto acabado a las probetas, y éstas fueron
atacadas con ácido nítrico y alcohol, más conocido como nital.
Figura 4.elementos para realización del ataque.
Cuando las probetas se atacaron con el reactivo, fueron observadas en el microscopio metalográfico óptico,
y posteriormente se les realizó una prueba de dureza.
Figura 5. Probetas después de la prueba de dureza.
13
7
Tratamiento
(tiempo de
permanencia)
ANÁLISIS DE RESULTADOS
Aumentos X500
Aumentos X1000
Sin
Tratar
5
minutos
15
minutos
14
30
minutos
1 hora
2 horas
Tabla 3. Microestructuras obtenidas
15
Cabe resaltar que en cada una de las figuras mostradas del acero AISI/SAE 1045, hay ausencia de martensita,
esto se debe a que la velocidad de enfriamiento de cada una de las probetas fue relativamente lenta
(enfriamiento a temperatura ambiente). Se observa una microestructura ferritico – perlitica, la ferrita se
aprecia en tono claro, y las zonas oscuras son los granos de perlita. En algunas imágenes se evidencia la
aparición (supliendo la aparición de martensita) de un tipo de perlita conocida como gruesa. A pesar del
cambio en los tiempos de permanencia en el tratamiento térmico de cada una de las probetas, se puede notar
que no hay un cambio representativo en los componentes de la microestructura, si no que se evidencia un
cambio solamente en la organización de la misma.
DUREZAS OBTENIDAS
Tiempo
de Valor de dureza
permanencia en el acero
AISI/SAE
tratamiento
1045
Estado de entrega
95.12 HRB
98.2 HRB
5 minutos
92.2 HRB
91.36 HRB
5 minutos
91.4 HRB
92.32 HRB
30 minutos
90.44 HRB
90.42 HRB
60 minutos
86.84 HRB
87.22 HRB
120 minutos
85.08 HRB
84.28 HRB
TABLA DE DUREZAS
dureza en HRB
100
95
90
85
80
75
TIEMPO DE PERMANENCIA EN MINUTOS
DUREZA 1
Tabla 4. Valores de dureza
Figura 6. Grafica de durezas
16
DUREZA 2
8
CONCLUSIONES

Los cambios en los valores de dureza, se manifiestan en mayor proporción, cuando los tiempos de
permanencia en la segunda parte del tratamiento térmico son mayores, debido a que en la primera
etapa de este no se suprimieron las trasformaciones inducidas por difusión, es decir, las condiciones
de enfriamiento fueron las ideales para no permitir el endurecimiento del material. Debido a esto,
cuando se inicia la segunda etapa del tratamiento, los valores de dureza son similares a los iniciales.
Las condiciones en la segunda etapa del tratamiento térmico fueron ideales para que el material
presentara una disminución en sus valores de dureza proporcional al tiempo de permanencia en el
tratamiento térmico.

La evolución en la microestructura de cada una de las probetas, no se hace notoria en el cambio de
sus componentes, sino en una diferente organización de los mismos. Esto se debe a que, al ser un
tratamiento térmico difusional, y al ser lo suficientemente lento el tiempo de enfriamiento y al saber
que la austenita tiene una composición homogénea, la ferrita nuclea a partir de la austenita,
precediendo la formación de perlita, que nuclea a partir de las fases de ferrita que se crean en el
límite de grano.

El enfriamiento en el tratamiento térmico, no fue lo suficientemente rápido para generar la aparición
de martensita en las microestructuras, debido a que esta fase es característica de tratamientos
térmicos con enfriamientos a altas velocidades, en los cuales no se evidencia el proceso de difusión,
contribuyendo así al no endurecimiento del material.
17
9
BIBLIOGRAFIA
1.
TOMÉ Marincovich, Yury. Manual de procedimientos para tratamientos térmicos de la empresa
industrias varias nacional (invanal). Agosto de 2006.
2.
ASM, metals Handbook volume 9 Casting, ASM, 1992. 937 p.
3. ASM, metals Handbook Volume 9 Metallography and Microestructures. ASM International, 1998.
775 p.
4. VALENCIA Asdrubal. Tecnología del tratamiento térmico de los Metales. Medellín. 2 ed.
Universidad de Antioquia, 1992. 630 p.
5. CALVO F.A. Metalografía práctica. Ed. Alhambra. Madrid, 1972. p. 18-29.
6. MERINO Casals, Concepción. Trasformaciones en estado sólido difusionales y no difusionales.
Departamento de ciencias de los materiales e ingeniería metalúrgica, Madrid, 2012. P 294339.
7. UNLP. Estructura y Propiedades de las Aleaciones, Cap.8, Dureza y templabilidad en aceros,
facultad de ingeniería, p.1-15.
8. Krielaart, G., Brakman, C., Van Der Zwaag, S. Analysis of phase transformation in Fe-C alloys
using differential scanning calorimetry. Journal of Materials Science. 1992 vol. 3, p. 1501–1508.
18