Efecto del tratamiento térmico intercrítico sobre las propiedades mecánicas del acero comercial AISI SAE 8615
Autor: Muñoz Amariles, María Eugenia
Asesor: Zapata, Carlos Manuel (Thesis advisor)
Fecha: 1997
Programa: Bogotá - Medicina -Fisioterapia
Facultad: Facultad de Medicina

Resumen: Resumen: El acero AISI SAE 8615 recocido fue sometido a temple intercrítico y normalizado intercrítico desde los estados iniciales de recocido, homogenización más temple y cementación mas temple. Las estructuras obtenidas se observaron con microscopio óptico. Las diferentes microestructuras se sometieron a las pruebas de tracción y Charpy con entalla. Los resultados se compararon con las propiedades de los tratamientos convencionales de temple y normalizado (obtenidas experimentalmente sobre la misma barra) y con los valores mínimos establecidos comercialmente para las pruebas de tracción; adicionalmente se hizo la correlación estructura/propiedades. Se demostró lo siguiente: el temple intercrítico mas revenido ofrece mejoras en la: ductilidad y tenacidad con una disminución en la resistencia, debido a la aparición de una cantidad adicional de la fase ferrítica y al refinamiento de grano obtenido con este ciclo de tratamiento. Adicionalmente, antes de llevar el material a la temperatura intercrítica, es esencial someterlo a un tratamiento de homogenización para disminuir al máximo el bandeado típico de este acero. Un normalizado intercrítico con homogenización previa proporciona mejoras en la ductilidad y tenacidad sin alterar la resistencia; pero cuando el material no es sometido a homogenización se obtiene un sacrificio de todas las propiedades mecánicas sin excepción. La implementación de este ciclo de tratamiento a nivel industrial cuenta con la dificultad de la restricción de la temperatura a un fango muy estrecho, debido a que con gran facilidad se obtienen diferencias marcadas en, las cantidades de las, fases ferrita - austenita con solo variar la temperatura unos pocos grados.

• incremento del 35 % en la Energia de Impacto Charpy
• incremento del 15.6 % en la elongaci6n
1 "
• no experimenta variaciones enola resistencia ultima y en el limite elastico.
un
Dado que se obtiene 5% mas enola cantidad de Ferrita, se espera que halla
una reducci6n proporcional en la resistencia a la tracci6n y en el limite elastico;
pero, si la diferencia en la carga en la prueba de tracci6n se" encuentra dentro
del poder de resoluci6n de l~ prensa de tracci6n (tOO kg), el sistema no esta en
las condiciones para establecerl~ y se puede registrar perfectamente la misma
cantidad.
Al parecer el increrpento en la ductilidad y tenacidad se debe principaImente a
la distribuci6n uniforme de los muchos y pequefios granos de Ferrita en la
microestructura (recuerdeque se parte de una Martensita que transform6 a
Austenita en listones durante el sostenimiento; para la cual, aunque la
temperatura fue elevada, aparentemente no hubo tiempo ~uficiente para que.
ocurrierfl una migraci6n de los li~tes y ' coalescencia significativa de sus
granos). Con esa €onfiguraci6n microestructural, una grieta esta limitada a"
recorrer un camino muy quebrado y con la Ferrita actuando comofreno para su
propagaci6n.
El tratamiento de normalizado intercritico (numeral 5.1.8) gener6 reducciones
del orden del 56 % en la energia de inlpacto Charpy y del 3 % en la elongaci6n;
esto se debe muy probabletnente a que se obtiene una estructura gruesa gracias "
a la estructura ferritico-perlitica de partida la cual no se someti6 previamente a"
81un· tratamiento de homogenizacion ' para eliminar el bandeado. Bajo estas
condiciones se puedengenerar vastas zonas de Perlita Bainita (t!i1riquecidas .
0
en Carbono de acuerdo al diagrama de la Figura 1) con la fase carburo' continua .
en los limites de la colonia listones respectivamente creando las condiciones
0
mas favorables para la propagacion de una grieta y defonnaciones" phisticas
irregulares en todo el volumen del material.
Los tratamientos de temple y nonnalizado intercritico con homogenizacion
previa (numerales 5.1.2 y 5.1.7) tuvieron las mismas condiciones de tiempo y
temperatura durante el calentamiento, por ello se obtuvo una proporcion de .
Ferrita similar ,con igual distribucion y !emplabilidad de la Austenita; pero las
propiedades mecanicas fueron diferentes debido a que la morfologia de la
segunda (ase es martens ita para el temple y Perlita para el nonnalizado); es por
ello que la resistencia ultima, limite elastico y energia de.impacto Charpy de las
probetas templadas fueron superiores en 4 %, 21 % y. 38% respectivamente
respecto a las nonnalizadas.
La Cementita se encuentra en la Perlita en la Bainita como laminillas con
0
superficies amplias (con mayor energfa) en comparacion con la presentacion
globular. en la Martensita (por el revenido), por 10 tanto las primeras ofrecen un .
patron de fractura mas facil para la propagacion. de una grieta; de otro lado, la
Ferrita comprendida entre 'las laminillas esta mas restringida en su deformacion
plastica (maxime cuando se trata de perlita [rna: generada porel incremento en
la templabilidad de la Austenita durante ~l sostenimiento intercriticQ, Figura i) .
de m~nera que con muy poca deformacion se alcanza su resistencia ultima si se
compara con la de 'los granos ferriticos que Ie acompafian.
.'
82El material que se someti6 al cicio de cementaci6n mas temple 5.1.4)
(num~ral
<
presenta ima resistencia a lei tracci6n 6% superior a la del temple convencional
sin enriquecimiento (numeral 5.1.1), pero su energia de impacto Charpy estuvo
'21 % por debaj~ debido a que tanto' lacapa como el nucIeo, que durante el
sostenimiento fueron austeniticos, transfonnaron a Martensita continua
mediante el temple en agua, de manera que no se cuanta con uncolch6n blando
(matriz) que acme como freno para una grieta en su recorrido y el ,camino de
propagaci6n de esta no es muy complicado por que se cuenta con una
estructura gruesa.
, Cuando las probetas cementadas y templadas (nu.m eral 5.1.4) fueron sometidas
.
posterionnente a un temple intercritico (numeral 5.1.5) ocurri6 una reducci6n
del20.3% en la Resistencia Ultima, un incremento del 14.3% en la energia de
. .
impacto Charpy e incremento'del 42.8% en la Elongaci6n; de manera que la
aparici6n de la fase blanda en elnucIeo y el refinamiento de granD de todo el
material por el doble temple p~odujo cambios beneficos en la Tenacidad y
Ductilidad sin un sacrificio muy marcado en la resisfencia.
, La temperatura de Bostenimiento dentro del rango intercritico para las probetas
cementadas fue la establecida para la composici6n del nucIeo, por ello se
observaque ,en la capa cementada 'no se registra estructura de doble fase.
(Figura 20), de manera,que la cantidad de Carbono adicional fue suficiente para "
que a 775°C lacapa se encontrara en el campo 100% austenitico. POf 10 tanto,
, el cicio de tratamiento para la capa cementada fue un doble temple en agua:
con el prim~ro, desde 904°C durante 2 hr, se obtuvo un primer ~efmamiento de
granD por que se di6 lugar a la transfonnaci6nmartensitica, tanto ?e la capa
83como del nucIeo y con el segundo, desde 775 DC durante 2 hr, se obtuvo un
refinamiento mayot de la es~ctura el cual Ie confiere a la capa una mejora en
sus propiedades mecanicas.
En lei tabla 4 estan especificados los valores minimos establecidos por la norma
ASTM A 322-50~ para este acero en el estado normalizado y con cementacion
mas temple y revenido convencional; al compa.r a r estos v;;llores con los
.
obterudos con el sostenimiento dentro del fango intercritico se tiene que,
cuando el acero cementado .es sometido a un temple intercritico (numeral
5.1.5) se obtiene:
• una reduce ion del 3% en la resistencia ultima a la trace ion,
,
• el valor dellfmite elastico se encuentraexactamente en ellimite inferior,
• Un incremento del 97.3% en la elongacion; aunque no se tienen valores
minimos respecto a la energia de imp acto Charpy el registro p~ra la
elongacion·es una buena base para esta propiedad ..
El grado de sacrificio en la resistencia ultima es insignificante para los 'logros
obtenidos en la ductilidad; los valores de resistencia se pueden equilibrar con el
revenido de acuerdo a las necesidades particulares, dado que, el revenido en el
cicIo 5.'1.5 se efectuo a alta temperatura.
Cuando el acero cementado es sometido a un normalizado intercritico se tiene:
• 60 N/mm2 por encima del minimo establecido para la resistenciaultima,
84• 44.21 N/min2 por encima del minimoestablecido para ellimite ehistico y
. • un incremento del 20% en l~ elongacion.
En . conclusio~ los ciclos de tratamiento que involucran sostenimiento dentro
del rango intercritico ofrecen mejoras en la tenacidad y ductilidad por que se.
.
.
tiene una fase ductil como matriz (Ferrita) que proporciona la cedencia
continua del material y acrua como freno para la propagacion de una grieta, y
una . fase dura (preferiblemente Martens ita) dispuesta como granos muy
•
pequefios en forma de islas uniformemente distribuidas dentro de la matriz, la
que acrua como refuerzo; la transmision de los esfuerzos ocurre sin falIa entre
. las fa~es por que existe un buen ajuste de intercara entre elIas (intercara
semicoherente ~ompleja).
851. CONCLUSIONES
1. La presencia de la Ferrita en la microestructura disminuye las propiedades
tensiles por que es la fase continua con muy baja resistencia mecanica.
2. La estructura compuesta Ferrita-Martensita, obtenida en el acero AlSI SAE
8615 mediante Temple Intercritico y Revenido a alta temperatura, permite
mejorar 'su Ductilidad y Tenacidad con una disminuci6n en la Resistencia
Intima; los niveles de resistencia obtenidos con este tratamiento estuvieron
26% por encima de los minimos establecidos para este material en el estado
de entrega de mayor uso en elementos conformados en frio (Recocido).
Este tratamiento a b,ajas teinperaturas dentro del rango es
inter~ritico
particula!IDente efectivo en piezas que necesiten de una alta Ductilidad
0
Tenacidad.
3. El tratamiento de homogerllzaci6~ previo al sostenimiento intercritico' es
clave para el exito del tratamiento por qlie se disminuyen considerablemente
las zonas segregadas; de manera que se puede obtener la segunda fase
(Martens ita,' Perlita Bainita combinaci6n de elIas) como islas pequefias
0
distribuidas uniformemente en to do el volumen (dando lugar al refmamiento
degrano); 10 que constituye la base para la cedencia continua del material,
independiente de la presencia de una,m ayor cantidad de la fase ferrftica.
864. Con un normalizado intercritico, con homogenizacion previa, se obtienen
incrementos en la ductilidad y tenacidad al compararlo con el normalizado
convencional, sin alterar apreciablemente la resistencia Ultima y el limite
elastico.
5. I;:l tratamiento de normalizado intercriticosin homogenizacion previa no
genera beneficios en ninguna de las propiedades debido a la obtencion de
una estructura bifasica rimy gruesa distribuida irregularmente · en. todo el
volumen del materiaL
6. EI temple intercritico en probetas cementadas y templadas genera
incremen~os en la elongacion y en la energia de impacto ' Charpy y una
reduccion en la resistencia ultima cuyo valor se ubica un poco por debajo al
limite inferior establecido.
7. EI sostenimiento 'a la temperatura intercriticadurante dos honis no, fue
suficiente para a:Icanzar el equilibrio total entre las fases; se dio ·lugar al
equilibrio con respecto al carbona pero no con respecto a los elementos
.sustitucionales.
8. Con el sistema disefiado (Termo de silice), basado en la transferencia de
calor a traves 'de arena Silice, se redujo la oscilacion de temperatura en la
camara de las muestras desde +9 °C hasta + 1 °C como maximo alrededor
de la temperatura requerida.
87BIBLIOGRAFiA
1. DAVIS, K.G. KAGNY, J.G EMRlCanada Intercritical heat treatment of
cast steels. Transactions o. f the Americanfoundrimen's Society, Procedings
of the 'eighty - seventh annual meeting. VoL 91, p 325 - 344, April 10 - 15,
1983.
2. CHUANYA, Wang. The Structures and Properties o( High Strenght Sheet
Steel 16 Mn After IHT (lntercritical Heat Treatment). Heat Treatment'84.
The Metals Society London, Sesion B. p 8.1 - 8.5,
198~.
3. GARCIA, C. I. and DEARDO, A. J. Formation of in 1.5 Pct Mn
Aus~enite
Steels. Metallurgical Transactions A, Vol. 12A~ p 521 - 530, 1981 . .
. .
4. W ADA, T. and HAGEL, W.C. Efect of Trace Elements, Molibdeniun and
!
Intercritical Heat Treatment pn Temper Embrittlemen! of 2 - Cr - Mo Steel.
Metallurgical Transactions A. Vol. 7A, p 1419 - 1426,.1976.·
5. UCISIK, A. H; Mc Mahon, C. J and FENd, H. C. The Innfluence of
Intercritical Heat Treatment on the Temper E~brittlement Susceptibility of
an Sb - Doped Ni - Cr Steel. Metallurgical Transact~ons A.-Vol. 9A, p·6Q4 ­
606, 1978.
886. -------,-------,-------, The Innfluence of Intercritical Heat Treatment on the
Temper Susceptibility of an P - Doped Ni - Cr Steel.
Embrittlemen~
Metallurgical Transactions A. Vol. 9A, p 321 - 329, 1978 . .
7. WOODFORD, D. A and STEPIEN, R. W. Control of Temper Embrittlement
in Ni - Cr - Mo .:. V Steel by combining Intercritical and Low'Temparature
Austenizing Heat Treatments. Metallurgical Transactions A. Vol. 11 A, p
, 1951 - 1963,.1980.
8. DAVIES, R.G. Influence of Martensite Composition and Contenr on the
Properties of Dual Phase Steels. Metallurgiacal Transactions A. Vol. 9 A, p .
671-679, 1978.
9. MANILOV, L. Sand C?EILYAKH; A. P. Structure and Properties of Fe -
Cr - Mn Steels after Quenching With Preheating in the Intercritical
Temperature Interval. Structural Steels Plenum Plublishing Corporation. p .
450 .; 452, 199.0.
10.KENOPLEVA, E. V; ENTIN, R. I; BAY AZITOV V. M and OKOEMOV,
Yu K;. Tennal Cycling Treatment of Low Carbon Steels with hardening from
the' Intercritical . Temperature Range. Metal Science . and Heat Treatment
Tecnical Infonnation. Vol. 30 n 7 - 8, P 617 - 619, ja~ 1989.
lf1\MID
11.EL SESY ~ ISMAIL, A; HANS - JOACHIM; HUSSEIN, ABDDEL
A. Efect of Intercritical Temperature and Cold Defonnation· on the kinetics
"
of Austenite . F onnation during the Intercritical Anneling of Dual Phase
Steels. Steel Reserch. Vol. 61 n3, p 13'1 -135, 1990.
8912.BAKHMATOV, A. L; LISOVA, A. N. Efec of Isothermal quenching from'
Intercritical Temperature Range on Structures and Mecanical Properties of
Structural Steels. Steel in the USSR. Vol. 19 nIl, p 506 - 508, nov, 1990.
13.YI Wl) Xuye Li. The intercritical Heat Treatment during cont~ups heating
for the medium Mn Cast Steels. Journal of Hpnan University. Vol. 19 No 5,
. P 68 - 75, oct, · 1992.
14.JANA, S. Inten~ritical heat treatment of a low alloy steel. Journal of
Materials Processing Technology. 40, P. 395 - 405, 1994.
15.BAKHMATOV, A. L; FROLOV, Yu V; GALVARONSKII, A. T; D'YA
. KONOV, . B_ P; PALEY, Yu M. Effect of Initial Structure on the
Deformability of the Structurals Steels. Metal Science and Heat Treatment.
Vol 30, n 7 - 8, p 589 -593, jan,. 1989.
16.KWON Hoon; KICHA Chang. Comparison of fracture bahavior in
Intercritically Treated Medium - Carbon Nickel and Silicon Steels. Met.
..
Transactions A. Vol 22A, p 1115 - 1119, may, 1991.
17.CHOI, Chang Ki; KWON, Hoon. Effects of Intercritical Treatment and
Tempering on Frac!tITe Behavior in a Medium - Carbon 2Si . - 3 Ni Steel.
l\1etallurgical Transactions A. Vol 22A, n 11, P 2587 - 2596, nov, 1991.
18.KHAIRA, H K; JENA, A. K CHATURVEDIS, Mc. Effects ' of Heat
Treatment' CycJe on Equilibrium between Ferrite and Austenite during ·
Intercritical Anneling. Materials Science and ·Enginieering. A 161, p 267 ­
271,1993.
9019.PORTER, David A and EASTERLING, Kenneth E. Phase Transfonnation
in arid Alloys. Van Nostrand Reinhold Company, 1981.
~etals
. 20.THOMSON, G. S;FARR and HOWELL, P. R. Nucleation' of Austenite
during Intercritical Anneling of a Commercial Low Alloy Steel. Metallurgical
Society of AIME. Proceedings of an International Confeerence on Phase
. Transfonnations in Ferrous alloys, p 43 -47, oct 4 - 6,1983.
21.LEGER, Marie Therese et DUNET, Marcel. Le Traitement Intercritique des .
Aciers moules. Founderie -FOlmdeur D'Aujourd'Hui 34, p 34 - 59, Avril,
1984.
22.KIM, N. J and THOMAS, G. Effects of Morphology on the Mechanical
Behavior of a Dual Phase Fe/2SilO.l C ~teel. Metallurgical Transactions A.
Vol 12A, p 483 489, march, 1981.
~
23.KANG, Sin Myoung and KWON Hoon. Fracture Behavior of Intercritically
Treated Complex Structure in Medium - Carbon 6Ni SteeL Metallurgical
Transactions A. Vol 18A, p 1587 - 1"592, sept, 1987.
24.LEE, Kon Bae and KWON, Hoon. Effect of Microstructure on Fracture
B~havior of , Complex Structure ' in 6Ni-O.3C Steel. Metallurgical
Transactions.A. Vol 19A, P 2606 - 2611, oct, 1988.
25.SPEICH, G. R; DEMAREST, V. A and MILLER R. L. Fonnation of
. .
,
Austenite During Intercritical Anneling of Dual - Pha~e Steel~. Metallurgiac1
TransaCtions A. Vol 12A, p 1419 - 1427, aug, 1981.
9126.RESTREPO MARIN, Gonzalo y VIVIESCAZ, Victor R. Estudio de los
Aceros de Doble Fase de Bajo Carbono. Medellin, 1986. 135 p. ' Tesis
(Ingerueros Mecarucos). Uruversidad Nacional de Colombia. Facultad de
Minas.
27.RODAS OSPINA, Jesus Maria Nicolas. Calidad de arenas de Silice para
. Fundici6n en elValle de Aburni., Medellin, 1991. p 1 - 72.. Tesis (Ingeruero
Mecaruco). Uruversidad Nacional de Colombia. Facultad de Minas .
. 28.CATALOGO DE ACEROS INDUSTRIALES;
92ANEXOI