Relación entre Propiedades Mecánicas Microestructura y

Relación entre Propiedades Mecánicas Microestructura y

Revista
Latinoamericana
de Metalurgia
y Materiales,
Vol. 3, N° 1, 1983
Relación entre Propiedades Mecánicas Microestructura y Morfología de Fractura en Acero
Hipoeutectoide 1045 con Diferentes Tratamientos Térmicós
Oswaldo A. Hilders y Alwilson Querales
Escuela.de Ingeniería Metalúrgica y Ciencia de los Materiales, Universidad Central de Venezuela. Apartado
51717, Caracas 1050, Venezuela.
El comportamiento
mecánico en tensión y las relaciones morfología de fractura-microestructura,
fueron investigadas en tres
series de tres especímenes cada una, de probetas de tracción de acero htpoeurectoíde
104" usando microscopía óptica y microscopfa electrónica de barrido. Los grupos de probetas fueron tratados de la siguiente manera: Un grupo fue calentado a
8300 e durante o., hry enfriado dentro del horno, el siguiente grupo fue calentado durante O., hr a 8300 e y templado en agua
fría y el último grupo fue calentado a 7500
durante 0.5 hr y templado en agua fría. La resistencia, dureza y ductibilidad, han
sido examinadas, demostrándose
que la reducción de Ferrita Proeutectoide
y el incremento de Martensita, producen un
aumento de la resistencia, pero reducen drásticamente la ductilidad y causan que el mecanismo de coalescencia de microporos
observado en la superficie de fractura de las muestras recocidas, cambie a un modo de fractura mixto en las muestras,templadas, las cuales presentan un aspecto general de cuasi-clivaje.
e
Relationship Between Mechanical Properties Microstructure
Hipoeutectoid
Steel W ith Different Heat Treatments
and Fracture Topography
in 1045
The mechanical behavior in tension and the fracture topography-rnicrostructure
correlations were invcstigated with three
series, of three specimens each, of 1045 hipoeutectoid
steel tension samples, by optical microscopy and scanning eleci:ron microscopy (SEM). Theseries of samples were treated in the next form: One group was heated at830· e durtng ü.y hr and cooled
within the furnace; the next group was heated during 0.5 hr at 8 30· Can quenched in cold water and the final group was heated
at 7'00 e during 0.5 hr and quenched it;tcold water. The strength, hardness and ducríllry have been examined and it has been
demonstrated
that the reduction of proeutecroid
ferrite and the increasing of martensite, produce an increasing of the
strength, but dramatically reduce the ductility and cause that the microvoid coalescense mechanism observed on the fracture
surface of the annealing samples, change to a mixed fracture mode in th e quenched samples which shown a general quasic1eavage aspecto
INTRODUCCION
elección determinada
específica.
de acuerdo a una necesidad
La comprensión de los mecanismos responsables de la deformación plástica y la fractura han recibido un impulso especial en los últimos años, pese a
que la proposición de modelos y teorías explicativas
relativamente satisfactorias comenzó a hacerse alrededor de la década de los años cincuenta [9-10]. En
particular, ha sido de gran utilidad el perfeccionamiento de las técnicas de microscopía electrónica
(TEM, SEM).
La clasificación de ras superficies de fractura en
atención a las morfologías resultantes y a los mecanismos que operan durante los procesos de separación, no ha sido aún claramente establecida.vencontráridose en ocasiones, nuevas designaciones para
ciertas clases de aleación [11]. Ashby y orros [12-13],
han catalogado los mecanismos de fracrura observados en diversos tipos de acero y orros materiales, para
diferentes condiciones de tensión, temperatura y
tiempo para fractura en las cuales cada uno es dominante, presentando sus resultados en una serie de
"mapas" de mecanismos de fractura.
Los aceros ordinarios llamados de Medio Carbono, son de uso extensivo en una gran variedad de aplicaciones comunes. Sistemáticas investigaciones han
sido hechas en relación a los factores que controlan la
resistencia y la ductilidad en este tipo de acero; sin
embargo, el problema es muy complejo y las relaciones cuantitativas entre microestructura y propieda. des mecánicas, deben tomar en cuenta un gran número de variables. En particular, el contenido de Perlita juega un importante papel en la Resistencia a la
Tracción de estos aceros, pero solamente a expensas
de una disminución en la resistencia al impacto y en la
ductilidad promedio [1]. Pickering [2] ha desarrollado expresiones para propiedades mecánicas tales
como el Esfuerzo de Fluencia y la Resistencia a la
Tracción, en función de la fracción volumétrica de
Ferrita, su tamaño de grano promedio, el espaciado
interlaminar de la Perlita y el contenido de Silicio,
Manganeso y Nitrógeno.
Por otra parte, los diversos cambios microestructurales debidos a diversos tratamientos térmicos, influyen decisivamente .en las propiedades mecánicas, lo cual ha sido objeto de constante atención
[3-8]. La complejidad de los Factores a analizar constituye una dificultad en el análisis cuantitativo de las
propiedades mecánicas; las cuales han sido sistemáticamente tabuladas en función de composiciones quífiÚcas,.tratamientos térmicos, etc., lo que facilita una
En la presente investigación se pretende hacer
un estudio de las características morfológicas de las
superficies de fractura, obtenidas después de la aplicación de ciertos tratamientos térmicos en un acero
comercial hipoeutectoide 1045, y la debida correlación de las mismas con los aspectos microestructurales y propiedades mecánicas derivadas de dichos tra-
33
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Vol 3, N° 1, 1983
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Fig. 1.
Esquema
Fe-Fe3C.
general
Temperatura-Tiempo,
de los tratamientos
EXPERIMENTAL
El acero estudiado, cuya composición aparece
enla TablaI, se obtuvo en forma debarra calibrada de
12/8" de diámetro, laminada en caliente. La microestructura, formada por una mezcla de Ferrita y
Perlita, presentó un tamaño de grano ferrftico igual a
8, medido de acuerdo al método ASTM [14]. Asimismo, la dureza encontrada fue de 14 Re, la mícrodureza Vickers parala Ferrita fue de 25 7 Y de 321 parala
Perlita. Nueve probetas de tracción fueron maquinadas a partir de la barra original de acuerdo a la norma
E8~69 ASTM [15], con una longitud entre puntos de
2.54 cm y un diámetro de 0.635 cm. Seguidamente,
las probetas fueron divididas entres grupos de a tres,'
sufriendo cada uno un tratamiento térmico distinto
tal corno se señala en la Fig. 1.
TABLA 1
COMPOSICION QUIMICA DEL ACERO
ESTUDIADO (% en peso)
e
Si
Mn
S
P
Fe
0.450
0.400
0.700
0.035
0.030
Balance
realizados
y su relación
con el diagrama
metaestable
friarse lentamente en el horno. A continuación, las
muestras fueron ensayadas en tracción mediante una
máquina universal Instron, a una velocidad de alargamiento deO.2 cm/mino Delos ejemplares así fracturado'), fueron elegidas tres muestras (una por cada tipo
de tratamiento) para la realización de los análisis fractográficos y microestructurales,
en tanto, que las
propiedades mecánicas correspondientes
derivadas
de cada tipo de tratamiento
en particular, fueron
deducidas de todas las probetas que lo sufrieron en
cada caso. Primeramente se hicieron observaciones
macroscópicas de las superficies de fractura, tomándose macrografías representativas
de las mismas al
igual que observaciones a alta magníflcacíón,
utilizando el microscopio electrónico de barrido (SEM)
operado a 20 Kv. Seguidamente se hizo un corte longitudinal de las muestras mediante un plano perpendicular a la superficie 'de fractura, dividiendo a ·las
mismas en dos partes iguales> una de las cuales fue
preparada metalográficamente
para la determina.ción de la micra estructura y la Dureza Rc. Antes de la
realización de este corte, las superficies defractura
fueron convenientemente
recubiertas
con resina
epoxy, la cual se dejó endurecer de manera que, posteriormente,no
sólo fue posible la observación de las
microestructuras,
sino también la de las trayectorias
de fractura en cada caso.
'
tam ierrtos, tornando de la literatura los principios
clásicos de análisis ya establecidos, e incorporando a
los resultados los comentarios y conclusiones derivados de las observaciones propias acerca de la influencia de las transformaciones de fase encontradas, en la
fractografía general.
PROCEDIMIENTO
térmicos
PROPIEDADES
TABLA II
,.
MECANICAS ESTUDIÁDAS
j'
Tratamientos
Térmicos
El primer tratamíen ro, al que llamaremos A, consistió en un calentamiento
a 8300 C, en la zona y
monofásica seguido por un mantenimiento
de 1/2
hora a esa'temperatura. Posteriormente,
las probetas
de este grupo fueron enfriadas lentamente en el horno, hasta la temperatura ambiente. En el segundo tratamiento (B) se efectuó un calentamiento hasta la
zona bifásica (a + y) a 750°C por 1/2 hora y posteriormente un temple brusco en agua fría agitada. El
tercer y último tratamiento (C) fue similar al primero
en su primera etapa, pero el material fue bruscamente templado en agua fría agitada en lugar de en-
(JulJ
Re (MPa)
A
6
B
C
43
58
550
1400
1550
(Jj
(MPa)
445
1380
1550
%Al %Ra
=
28
20
O
=
47
32
O
RESUL T ADOS y DISCUSION
El conjunto de propiedades
mecanicas evaluadas, aparece en la Tabla II,paracada uno de los tratamientos térmicos realizados. Estas propiedades
han sido correlacionadas en la Fig. 2, donde el por34
Revista
~
Latinoamericana
~
de Metalurgia
--.
El proceso de calentamiento inicial a ternperatura de austenización, no fue realizado lentamente.
Sin embargo, puede considerarse que los 30 minutos
de austenización a 830 C, en las muestras con tratamiento térmico C, fueron suficientes para lograr la
hornogeneízacíón, de acuerdo a la consideración conocida de austenizar una hora por cada pulgada de
diámetro [16-17]. Entonces, puede deducirse que la
falta de uniformidad en la microestructura
de la Fig.
4-g, no 'Sedebe a la distribución heterogénea del carbono a altas temperaturas y por consiguiente a la
generación
de. diferentes velocidades críticas de
temple, con la producción de una rnicro estructura no
uniforme; sino más bien a la dificultad de alcanzar
velocidades de temple tales, que en toda la masa del
material (homogéneo en composición), pueda inhibirse lo suficiente la difusión del Carbono como para
producir una estructura totalmente martensítica. En
algunas zonas hay una cierta difusión de carbono en
la Austenita FCC, la cual se torna muy inestable a
temperaturas inferiores a 727 C. Si el porcentaje de
carbono se ha reducido lo suficiente, la Austenita se
transformará en Ferrita BCC. Sin embargo, estos
islotes de Ferríta fueron realmente pocos, por 10 que
su influencia en la medición de la dureza Rc no fue
detectable.
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Fig. 2.
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60
Variación de la Resistencia a la Tracción !Tu (.),
Esfuerzo
de Ro tura o rf El},% Alargamiento (e) v% Estricción(O)
en función de la Dureza Re. para los tres tratamientos ten
micos realizados A, B, C.
centaje de reducción de área (%Ra) y el porcentaje de
Alargamiento (%Al) por una parte y la Resistencia a la
Tracción (uuts) y el Esfuerzo de Rotura (Uf) por otra,
han sido graficadas en función de la Dureza Rc. Fundamen talrnent e, los cambios en las propiedades mecánicas han de deberse a las cantidades relativas de las
fases presentes y a la forma y distribución de dichas fases.
Resistencia.
A menudo, los parámetros de resistencia usados en la caracterización de las propiedades
mecánicas de los aceros y otras aleaciones, son el
Esfuerzo de Fluencia y la Resistencia a la Tracción
[18-21]. En esta investigación se utiliza a modo de
~
B
GI
Dureza. Esta propiedad mecanica está íntimaIC
mente asociada a la variación del comportamiento
de ~
la Ferr ita, debido a la presencia de la Perlita o de la IC
Martensita, lo que significa que es una propiedad de
naturaleza interactiva. Las cantidades relativas de o
••••
Ferrita obtenidas, fueron progresivamente menores,
t)
:l
desde el acero con tratamiento A hasta el acero con
•••
tratamiento C. En las Figs. 4-a, 4-d y 4-g puede obser- w
varse fácilmente esta progresión en el cambio de las
cantidades de ferrita, lo que se traduce en los diferentes valores detectados en la Dureza Re; la cual arrojó
un valor máximo de 58 para el acero con tratamiento
C, y un valor mínimo de alrededor de 6, para el acero
con tratamiento A. Lógicamente, el enfriamiento
lento en el horno, en este último caso, permite la formación de Perlita gruesa, lo que trae como consecuencia una microestructura
suave. En cuanto a la
uniformidad en las medidas de dureza, debe decirse
que el valor reportado en cada caso, resulta confiable,
ya que los promedios obtenidos son el resultado de
alrededor de 20 mediciones con una dispersión
muy pequeña.
A
..
-
35
%
Fig. 3.
Alargamiento
Curvas de tracción Ingenieríl, mostrando la forma cualitativa de la variación de! Esfuerzo con e! Alargamiento
para los tres tipos de tratamientos
realizados A, By C.
Lati"Americo"
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(a),(b) y (e): Microestructura,
Macr ograh.i dt: i:t s up c-rfir i e de lr ac t u ra \' Travectoria de la grieta principal de la muestra
1045 con tratamiento
tipo A; (d), (e), (f) v (g). (h), (i): FigULls correspondientes
para los tratamientos
B y e,
de acero
Ru·i\ta
Fig. 5.
Fracrografías
dientes
para
t.a r inoamcr
ica na de Metalurgia
(SEM) mostrando
la morfología
os B~.' C.
superficial
v ,\larcrialc\.
Vol.
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de la muestra
los r ra t amicnt
37
con
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icn to A; (e), (d) v( e) .(1): Fractografías
correspon-
Latin American f oumal o/ Mffa/lurgy and Materi(l!s,
Vol. 3, N° 1, 1983
las muestras templadas desde la zona austenítíca
monofásica, es decir, dichas muestras se deformaron
plásticamente en un porcentaje muy pequeño antes
de la fractura final, lo que sin embargo proporcionó
el tiempo suficiente para el desarrollo de cavidades u
hoyuelos, objeto de nuestra próxima discusión.
referencia la Resistencia a la Tracción y se mide adícionalmente el Esfuerzo .de .Rotura, lo que resulta
poco usual en la caracterización de las propiedades
mecánicas. No obstante, en función de los estudios
factográficos realizados, se consideró de importancia
este valor, en conexión con las características morfológicas de las superficies de fractura obtenidas.
La presencia de Ferrita en las muestras con los
tratamientos A y E, produce el efecto ya explicado
anteríormente
en relación con el grado de dificultad
en el deslizamiento, por lo que la reducción de área y
el alargamiento a la fractura, alcanzan valores relativamente altos.
Los valores de la Resistencia a la Tracción y del
Esfuerzo de Rotura, guardan la correspondencia
esperada con los datos de dureza: valores progresivamente altos de resistencia corresponden a valores de
dureza ascendentes, tal como se muestra en la Fíg. 2.
Las formas esquematizadas de las curvas de tracción
ingenieril obtenidas con cada tratamiento, son mostradas en la Fig. 3. Puede apreciarse la variación de la
resistencia con el tipo de tratamiento en particular.
Las fases duras (Perlita o Martensita) causarán un
efecto de oposición al flujo de la Ferrita [22] con el
consiguiente aumento de los parámetros de resistencia. El análisis de las Figs. 4-a, 4-d y 4-g, muestra claramente la desaparición progresiva de la fase blanda o
Ferrita Proeutectoíde, lo que explica el aumento de
la dificultad al deslizamiento y con ello el aumento de
la resistencia nombrado. En las muestras recocidas se
observó una microestructura
de Ferrita y Perlita de
apariencia más o menos equiaxial; sin embargo, las
secciones metalográficas{para
todos los tratamientos) se realizaron paralelamente al eje de tensión en la
zona adyacente a la superficie de fractura, por lo que
se evidencia una orientación preferencialde
los granos en esa dirección. En la muestra templada desde la
región bifásica, la Austenita se transforma en Martensita, permaneciendo
sin cambio alguno la Ferrita
Proeutectoide
formada a 750 C. En este material se
experimentó un endurecimiento
intermedio debido
precisamente a la presencia de estos agregados ferríticos. Igualmente es posible aquí apreciar la orientación de los granos de Ferrita en la dirección de la
tensión axiaL Finalmente se aprecia en la muestra
templada desde la zona austenítica, una estructura
casi totalmente martensítica. Unicamente se hacen
visibles ciertos "islotes" de Ferrita, los cuales se hallan interconectados
y orientados en la dirección
de tensión.
Análisis Fractográfico.
Las superficies de fractura
se diferencian macroscópicamente
entre sí, ya que la
rugosidad mostrada a muy bajos aumentos permite
identificar fácilmente el tipo de tratamiento sufrido
por las muestras respectivas. Los ejemplares representativos pueden observarse en las figuras 4-b, 4-e y
4-h, al lado de las correspondientes
microestructuras
ya nombradas.
En la Fig. 4-b aparece la porción de la "copa" de
una superficie de fractura copa-cono estandard,
donde se señala la zona del borde o zona de cizallamiento caracterfstíca
de la separaciónfinal
en ruptura dúctil por tensión. Puede decirse que la separación final ocurre en una condición tal, que la coalescencia de cavidades se produce bajo la influencia,
combinada de deformación plástica uniforme en la
dirección de la tensión aplicada y deformación de
corte en un plano de máxirnaterisió n de corte [23].
La posibilidad de generar una superficie de fractura de este tipo, proviene de la ductilidad básica de la
aleación recocida, la cual, con un alto porcentaje de
Ferrita Proeutectoide,
es fácilmente deformable. La
porción central de la fractura sufre una ruptura normal al eje de la carga, de manera que la coalescencia
ocurre bajo la influencia de deformación plástica uniforme. La Fig. 4-e muestra la superficie de fractura de
la probeta de tracción con el tratamiento B, la cual es
considerablemente
más plana, mostrando sin embargo irregularidades macroscópicas tales como largas hendeduras que atraviesan parcialmente
a la
muestra. Dichas hendeduras deben estar asociadas
con la inhomogeneidad
de la deformación plástica y
el proceso de fractura, en el sentido de qu elá separación final ocurre por ruptura casi totalmente normal
al eje de tensión y la grieta principal responsable de la
separación atraviesa alterriativamente
zonas ferríticas y zonas martensíticas, siendo las hendeduras una
manifestación macroscópica de la ruptura o separación de zonas frágiles en este caso de Martensita, las
cuales forman "capas" paralelas al eje de tensión
(perpendiculares
a la superficie de fractura o grieta
principal). Estas "capas" pueden distinguirse fácilmente en la Fig. 4-d, donde se observa la fase oscura
(Martensita) orientada en el mismo sentido del eje de
tensión. Por otra parte, una comparación de los perfiles de fractura de las Figs. 4-c y 4-f, muestra que la
naturaleza de las cavidades es muy diferente en
0
Es interesante norar que la deformación se ve
claramente restringida a los agregados de Ferrita, los
cuales muestran una serie de cavidades alargadas
e vínrerconecradas.
En, algunos casos se observa
(Fig. 4-g) cómo las inclusiones se asocian a la formación de dichas cavidades en los agregados ferríticos.
Esta observación particular constituye un indicio
claro del' aumento de la resistencia al díficultarse la
fluencia, debido a la presencia cada vez menor de
fase blanda.
Ductilidad.
Los parámetros utilizados en la medición de la habilidad del material para deformarse,
fueron el porcentaje de reducción de área y el porcentaje de alargamiento a la fractura. Se observa en la
Tabla II, que ambos tienen un valor cercano a cero en
38
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y Materiales.
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superficial. Sin embargo, a estos niveles de observación puede decirse que no hay presencia de una superficiede fractura totalmente frágil, ya que no hay
manifestaciones importantes de ruptura por clivaje,
A lo sumo, puede hablarse en el caso de las muestras
con tratamiento B o C, de pequeñas zonas clivadas
entremezcladas con hoyuelos característicos de la
fractura dúctil. En las muestras con tratamiento A, se
observa una superficie de ruptura de naturaleza totalmente dúctil, donde únicamente ha prevalecido la
coalescencia de microporos como mecanismo dominante. La Fig. 5-b muestra a una mayor significación,
detalles de la superficie de fractura de la muestra con
tratamiento A. Este tipo de superficie es típico delas
fracturas desarrolladas mediante la coalescencia de
cavidades o rnicroporos. Se observa una variedad de
tamaños, lo que confirma que la nucleación y el crecimiento de las cavidades puede ocurrir de manera
simultánea: grandesdeformacionesen
un cuello localizado entre dos cavidades preexistentes, pueden
nuclear otra cavidad central [30]. En este mismo
caso, resulta de importancia la consideración de la·'
aparición de las tensiones, hidrostáticas desarrolladas
en el cuello de las muestras, ya que dichas tensiones
constituyen la fuerza motriz para el desarrollo de los
hoyuelos, que parecen haberse nucleado homogéneamente en su mayoría (muy pocas inclusiones fueron vistas alojadas en el interior de los mismos).
Puede pensarse, de acuerdo a las ideas de Wilsdorf y
otros [31-32], que los gradientes de vacancías producidos en regiones de alta densidad de díslocacíones,
pueden generar un exceso de concentración de vacancias, las cuales al condensar forman cavidades. En
las regiones de alta densidad de dislocación el material habrá agotado su habilidad para endurecerse por
deformación, por lo que, cuando se alcanzan esfuerzos triaxiales estas pequeñas cavidades servirán de
sumidero a una serie de dislocaciones, las cuales al
"emerger" dentro, en la superficie libre de las mismas, harán que crezcan hasta alcanzar un tamaño
estable. También se ha sugerido que las cavidades
podrían comenzar a formarse en los límites de grano
debido al apilamiento de dislocaciones [33]. La nucleación homogénea de cavidades en esta superficie
de fractura fibrosa podría ser explicada en términos
de dichas suposiciones, sin embargo, no se haestablecido un mecanismoque
clarifique totalrnenreel
fenómeno, en ninguna aleación en particular.
ambos casos, ya que en la muestra recocida, las cavidades observadas .son muy numerosas y tienden a
coalescer entre sí para formar cavidades mayores. En
la' muestra con tratamiento B, no se observan las
numerosas cavidades del caso anterior, sino más bien
pocas, distribuidas al azar y de una naturaleza diferente. En la Fig. 4-f la cavidad señalada está asociada
con la formación de una grieta paralela al eje de tensión, la cual no llegó a desarrollarse totalmente, pero
que sin embargo muestra la naturaleza frágil de la
generación de hendeduras, las cuales no son sino la
intersección de estas grietas paralelas al eje de tensión, con la superficie de fractura. Puede observarse
una inclusión asociada a la cavidad que aparece en la
parte superior de la grieta. El efecto de las inclusiones
como sitios preferentes para la nucleación de cavidades, ha sido extensivamente estudiado [24-28] y una
revisión relativamente reciente acerca de este punto,
ha sido hecha por Goods y Brown [29], sin embargo,
este problema no será tratado sino más bien de una
manera marginal en relación con las características
topográficas de las superficies de fractura. En la
muestra con tratamiento C, puede observarse (Fig. 4-h)
la formación de una superficie de fractura totalmente
plana, normal al eje de tensión y de aspecto brillante.
Como ya ha sido dicho, esta muestra no sufrió estriccióri localizada, sino una muy pequeña deformación
plástica uniforme. La presencia de una superficie de
ruptura normal y la ausencia de estados de tensión
triaxiales, indica la naturaleza dura y frágil de la
microestructura
desarrollada, la cual se encuentra
formada ensu mayor parte por Martensita.
Como ya se ha dicho, la generación de cavidades
en este caso, está totalmente restringida a las zonas
ferríticas, sin embargo, en las zonas adyacentes a las
superficies de fractura, no aparecieron cavidades en
ninguna zona en particular,' corno puede apreciarse
en la Fig. 4-i, lo que sugiere que sólo a distancias relativamente grandes de la grieta principal, pueden generarse cavidades, en tanto que las mismas pare"cieran no tener tiempo suficiente para desarrollarse
cerca de la superficie de fractura. Es razonable en este
caso, suponer que la grieta principal se inicia en puntos de alta concentración de esfuerzo de tensión y
que no se requiere deformación adicional para la propagadón de la misma, lo que ocurre tan rápido, que
las cavidades no pueden expandirse plásticamente.
Además, debe reco rdarse que el crecimiento de las
cavidades depende de las tensiones transversales desarrolladas 'en el cuello, cosa que aquí no debe ocurrir
debido precisamente
a la ausencia de estricción
localizada.
"
French y Weinrich [34] han sugerido que en
materiales con pocas inclusiones, la ruptura dúctil
por corte (fundamentalmente
Cobre a) tiene lugar
por mecanismos que tienen que ver con la generación de bandas de corte que se incrementan Con la
deformación. La superficie de fractura en su formación, debe moverse entre dichas bandas, formando
por consiguiente, una serie de cavidades restringidas
únicamente a la superficie, no siendo por lo tanto las
cavidades en sí mismas, las precursoras de la fractura.
No es probable que dicho mecanismo, en su totalidad, pueda aplicarse a nuestro caso, pero es posible la
formación de dichas bandas, ya que en el material
Un análisis microscópico de las superficies de
fractura, fue realizado con el ánimo de evidenciar las
características superficiales responsables de los diferentes comportamientos
observados. Mediante microscopía electrónica de barrido, se hicieron primeramente observaciones de tipo general, tales corno
las que aparecen en las Figs. 5-a, 5-c y 5-e que muestran una progresiva tendencia hacia el aplanamiento
39
LotinAmerican
fonrna!
o/ Metallurgy
and Materia/s,
recocido se encuentran presentes zonas ricas en Ferrita. Las Figs. 5-c y 5-d muestran la morfología parcialmente ya descrita de unas superficies que tienden
a aplanarse y a exhibir características de cuasi-clivaje,
Se muestra una cavidad relativamente
grande con
una pequeña inclusión en su interior.
Puede verse que esta cavidad no es de la misma
naturaleza de las anteriores, ya que no se ha "desarrollado" formando paredes que indiquen una dirección de elongación, sino más bien pareciera ser el
resultado de la anterior presencia de una inclusión de
ese mismo tamaño, que ha estado alojada allí hasta su
eventual "extracción"
mecánica de la superficie (si
no se encontraba
bien adherida a la misma en el
momento de la fractura). En la Fig. 5-d se muestra en
la parte inferior izquierda, una pequeña concavidad
que ha servido de asiento a alguna otra inclusión de la
misma naturaleza. Asimismo, se muestra una pequeña porción de una inclusión que ha permanecido
fija en la matriz y que bien pudiera ser un trozo de la
inclusión mayor alojada anteriormente
en la cavidad.
Finalmente las Figs. S-e y 5-f muestran características
similares, pudiendo notarse en este caso que la concentración de esfuerzos debido a la dureza y fragílídad de la matriz, produjo en ocasiones ruptura y
agrietamiento
en los alrededores de las inclusiones,
tal como se señala claramente en la Fig. S-f. Esto
contrasta fundamentalmente
con las muestras de la
serie "A", donde no se requieren grandes tensiones
localizadas, ya que la energía para la formación de
superficies, es tomada de las mismas dislocaciones
emergentes.
Las superficies de fractura de las muestras recocidas, presentan una morfología característica de
ruptura dúctil, donde una gran cantidad de cavidades tienden a unirse para formar cavidades
mayores. En las muestras
templadas
desde
8300 C, y desde 7500 e, se formaron superficies
más planas y regulares, donde hay una mezcla de
aspectos de clívaje con características de fractura
dúctil.
6.
Las superficies de fractura en las muestras recocidas, no presentaron cavidades asociadas a inclusiones, mientras que en las muestras templadas
se observó, particularmente
en las enfriadas
desde 830 e, la presencia de inclusiones asociadas a cavidades formadas en zonas exclusivamente ferríticas.
REFERENCIAS
Se observó una reducción progresiva de Ferrita
Proeutectoide
en las muestras templadas desde
7500 C,y desde 8300 e respecto a la muestra recocida desde 830 e, lo que determinó un comportamiento a la tracción diferente para cada una
de las mismas.
0
·2.
5.
0
CONCLUSIONES
1.
La microestructura
Ferrita-Perlita
del acero
1045, desarrollada
en el enfriamiento
lento
desde 830 e, es sustituida por la microestructura Ferrita-Martensita
en las muestras templadas desde 750 e y por una estructura casi totalmente martensítica en las muestras templadas
desde 830 C.
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La ductilidad de las muestras templadas desde la
zona austenítica monofásica es muy pobre, por
10 que los porcentajes de reducción de área y de
alargamiento, son cercanos a cero. Estos mismos
parámetros, alcanzaron valores moderadamente
altos en las muestras recocidas y en las muestras
templadas desde 750 C.
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Valores progresivamente
altos de resistencia,
correspondieron
a valores de Dureza Rc ascendentes, lo que se explica por la desaparición
progresiva de Ferrita y la aparición cada vez
mayor de Martensita.
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