EFECTO DEL TRATAMIENTO TÉRMICO DE
SOLUBILIZACIÓN EN LA MICROESTRUCTURA Y
DUREZA DE UN ACERO MICROALEADO CON NB
EFFECT OF SOLUTION HEAT TREATMENT ON
THE MICROSTRUCTURE AND HARDNESS OF A
NB-MICROALLOYED STEEL
Vanessa Abigail Jiménez González
Universidad Autónoma de Coahuila, México
Ma. de Jesús Soria Aguilar
Universidad Autónoma de Coahuila, México
Francisco Raúl Carrillo Pedroza
Universidad Autónoma de Coahuila, México
Victor Manuel Narváez García
Universidad Autónoma de Coahuila, México
Romeo Omar Preciado Martínez
Altos Hornos de México S. A., México
pág. 6432
DOI: https://doi.org/10.37811/cl_rcm.v8i6.15331
Efecto del Tratamiento Térmico de Solubilización en la Microestructura y
Dureza de un Acero Microaleado con Nb
Vanessa Abigail Jiménez González1
vanessa.jimenez@uadec.edu.mx
https://orcid.org/0009-0004-5167-8740
Universidad Autónoma de Coahuila
México
Ma. de Jesús Soria Aguilar
ma.soria@uadec.edu.mx
https://orcid.org/0000-0003-3910-7772
Universidad Autónoma de Coahuila
México
Francisco Raúl Carrillo Pedroza
raul.carrillo@uadec.edu.mx
https://orcid.org/0000-0002-0413-0676
Universidad Autónoma de Coahuila
México
Victor Manuel Narváez García
vinarvaezg@uadec.edu.mx
https://orcid.org/0009-0000-4178-8939
Universidad Autónoma de Coahuila
México
Romeo Omar Preciado Martínez
romeo.pm70@gmail.com
https://orcid.org/0009-0004-1792-1479
Altos Hornos de México S. A.
México
RESUMEN
En este estudio, se presentan los resultados del efecto de la aplicación de tratamientos térmicos de
solubilizado (TTS) sobre un acero grado comercial con diferentes contenidos de niobio (Nb) como
elemento de aleación (0.059, 0.084 y 0.146 %). El empleo de porcentajes varaibles de aleación de Nb,
permitió evaluar además, el efecto sobre la precipitación y su distribución en la microestructura, y por
ende, la variación en la propiedad de dureza y microdureza, antes y después de la aplicación de los TTS.
Las temperaturas del TTS oscilaron entre 850-1150 °C con tiempos de permanencia de 1 a 8 h, seguidos
de un proceso de enfriamiento rápido con el fin de aumentar su resistencia. Las técnicas de
caracterización empleadas incluyen microscopía óptica y electrónica de barrido, donde se confirma la
formación de precipitados de Nb en la matriz de la aleación, así como mediciones de dureza y
microdureza. Las muestras presentaron en su mayoría islas de perlita dentro de una matriz ferrítica y
refinación de grano a temperaturas de 950 a 1150 °C, los TTS causaron un incremento en los valores
de dureza, mayores a 35 HRC dentro de las primeras dos horas de TTS, alcanzándose los mejores
resultados a 950 y 1050 °C en los tres aceros, dentro de las primeras 4h de tratamiento. Por otro lado,
se pudo observar que la dureza disminuye a medida que se incrementa el tiempo de permanencia a
valores mayores a 6 h, así como con el incremento en la temperatura de TTS, indicando así la posible
disolución de NbC dentro de la matriz.
Palabras clave: niobio, acero, solubilización, endurecimiento por precipitación, NbC
1
Autor principal
2 Correspondencia: ma.soria@uadec. edu.mx
pág. 6433
Effect of Solution Heat Treatment on the Microstructure and Hardness of
a Nb-Microalloyed Steel
ABSTRACT
In this study, the results of the effect of the application of solubilized thermal treatments (TTS) on a
commercial grade steel with different contents of niobium (Nb) as an alloying element (0.059, 0.084
and 0.146%) are presented. The use of variable percentages of Nb alloy also allowed us to evaluate the
effect on precipitation and its distribution in the microstructure, and therefore, the variation in the
hardness and microhardness property, before and after the application of the TTS. The temperatures of
the TTS ranged between 850-1150 °C with residence times of 1 to 8 h, followed by a rapid cooling
process in order to increase its resistance. The characterization techniques used include optical and
scanning electron microscopy, where the formation of Nb precipitates in the alloy matrix is confirmed,
as well as hardness and microhardness measurements. The samples presented mostly pearlite islands
within a ferritic matrix and grain refining at temperatures of 950 to 1150 °C, the TTS caused an increase
in hardness values, greater than 35 HRC within the first two hours of TTS , achieving the best results
at 950 and 1050 °C in the three steels, within the first 4 hours of treatment. On the other hand, it could
be observed that the hardness decreases as the residence time increases to values greater than 6 h, as
well as with the increase in the TTS temperature, thus indicating the possible dissolution of NbC within
the matrix.
Keywords: niobium, steel, solution treatment, precipitation hardening, NbC
Artículo recibido 18 noviembre 2024
Aceptado para publicación: 15 diciembre 2024
pág. 6434
INTRODUCCIÓN
El niobio es uno de los tres únicos elementos capaces de producir endurecimiento por precipitación en
el acero, al igual que el Ti y V (Meza Vázquez, 2004).
Utilizar el Nb como elemento de aleación en aceros en porcentajes menores a 0.1 %, permite controlar
la operación de solidificación y conseguir propiedades especiales, debido a la presencia de carburos que
tienen la propiedad de ser muy duros (Muga & Delgado, 2005). Durante el proceso de solidificación, el
Nb se combina con átomos disponibles de C y N2 presentes para formar precipitados de carbonitruros
de niobio, Nb (C, N). Entre más cantidad de estos elementos se encuentren en el acero, más rápido se
formarán estos precipitados mientras se enfría el acero, como consecuencia, estos precipitados son más
estables a altas temperaturas (Louhenkilpi, 2014).
Para alcanzar un endurecimiento por precipitación o tratamiento térmico de envejecido, normalmente
se involucran los siguientes dos pasos antes del tratamiento térmico de precipitación: tratamiento de
solubilización o disolución (TTS) y temple. Este método mejora las propiedades mecánicas del acero
aleado con Nb, debido a que los precipitados de NbC, previenen la recristalización y crecimiento de
granos austeníticos formando precipitados en los límites de estos, generando así nuevos granos de ferrita
(Fuentes Montemayor, 2003).
Durante el tratamiento térmico, la etapa de austenización del acero y la temperatura de calentamiento
está determinada por la composición química del acero y debe ser tal, que permita asegurar la
solubilidad completa de los precipitados de Nb para proveer el suficiente contenido de Nb, C y N2 para
la formación de precipitados (Vodopivec et al., 2013). Una temperatura muy alta asegura la completa
disolución de los precipitados existentes, ocasionado la formación de precipitados más finos. Por otra
parte, una temperatura baja no disolverá los precipitados existentes provenientes de la colada,
disminuyendo el potencial de endurecimiento del acero (Graux et al., 2019).
No es deseable sobrepasar la temperatura a la cual se obtiene una solubilidad completa de los
carbonitruros de Nb debido a que a mayor tiempo y temperatura de austenización se obtiene como
resultado, un incremento heterogéneo de granos austeníticos y, por lo tanto, el acero obtiene propiedades
mecánicas pobres (Griffin, 1990).
pág. 6435
Cuando la transformación de austenita-ferrita ocurre, los precipitados de Nb (C, N) disminuyen el
movimiento de la interfase ferrita/austenita, extendiendo así el tiempo de la transformación eutectoide
e inhibiendo el crecimiento de la ferrita. Cuando el contenido de Nb excede cierto límite, el efecto de
refinación de grano se verá reducido, y no podrá continuar refinando el grano (Zhou et al., 2021).
El proceso de recalentamiento está diseñado para asegurar la disolución completa (o casi completa) de
los precipitados de microaleación formados durante la colada. La temperatura y el tiempo de
recalentamiento dictan la disolución de los precipitados y la formación de la estructura de grano (Kundu,
2011).
METODOLOGÍA
Se utilizó un horno de inducción electromagnética para la fundición de las muestras variando el
porcentaje de Nb. La composición química de los aceros obtenidos se muestra en la Tabla 1. Después
de que lo lingotes solidificaran a temperatura ambiente, se seccionaron en muestras cubicas de 1x1x1
cm. Las probetas se sometieron a TTS a temperaturas de 850, 950, 1050 y 1150 ° C tomados en base a
la ecuacion de disolucion de Patel y Rakshe (2019). Se utilizó un horno tubular Carbolite modelo CTF
12/65/550, con tiempos de permanencia de 1, 2, 4, 6, y 8 h. Transcurrido el tiempo de permanencia, las
muestras se templaron en agua a temperatura ambiente inmediatamente después de retirarlas del horno.
La caracterización microestructural fue analizada por microscopía óptica (BestScope BS-6020TRF) y
microscopía electrónica de barrido (JEOL JSM-6380LV). Para llevar a cabo este estudio, se utilizó la
respuesta de los TTS, con respecto al cambio en la dureza, para reflejar la retención de Nb en la solución
sólida del acero.
Para las pruebas de dureza se utilizó el durómetro NEWAGE IDENTRON modelo NI-300C con una
carga de 100 kg por 10 s y el microdurómetro manual Vickers Zwick/Roell ZHVµ con una carga de 50
g por 10 s.
Tabla I. Composición química de los aceros obtenidos (%m/m)
Acero
Fe
C
Nb
Ti
V
Si
A
97.50
0.190
0.059
0.0023
0.110
0.470
B
97.34
0.170
0.084
0.0024
0.110
0.500
C
97.18
0.128
0.145
0.0026
0.110
0.760
pág. 6436
RESULTADOS Y DISCUSIÓN
Metalografía
Las metalografías de las muestras sin TTS, se muestran en la Figura 1 con ampliación de 100X. Para
todos los casos se observa una matriz ferrítica de granos equiaxiales (área clara) con zonas de perlita
(área oscura). El porcentaje en el que se presentó la fase de perlita fue de 28, 29 y 22 % en las muestras
de los aceros A, B y C, respectivamente.
Figura 1. Micrografías a 100X de las muestras
a)
b)
c)
a) A, b) B y C) C en estado de colada: matriz ferrítica (F) con islas de perlita (P).
La Figura 2 muestra la evolución microestructural de las probetas del acero A tratadas térmicamente.
En las probetas con TTS a 850 °C por un tiempo de 1 y 2 h, se observa una microestructura compuesta
de una matriz ferrítica e islas de perlita en porcentajes de 82 y 14 %, respectivamente.
A partir de 4 h de TTS, no se alcanza a apreciar la fase de perlita. A 950 °C, la fase de perlita disminuye
de 50 a 40 % a lo largo de las 8 h de TTS. Por otro lado, a la temperatura de 1050 °C de TTS en el
tiempo de 1 h, se observa la fase de martensita, y a partir de 2 h a 8 h se aprecia una matriz de ferrita
con islas de perlita que van en aumento de 9 a 40 %. Finalmente, a la temperatura de 1150 °C de TTS
se puede observar la presencia de la fase de martensita a 1 h, y a partir de 2 h se aprecia únicamente la
fase de ferrita.
pág. 6437
Figura 2. Micrografías a 100X de muestras del acero A sometidas a TTS de 850 hasta 1150 °C con un
tiempo de permanencia de 1 a 8 h: matriz ferrítica (F), islas de perlita (P) y martensita (M).
En la Figura 3 se observa la evolución microestructural de las probetas del acero B después de la
aplicación de TTS. En las probetas tratadas térmicamente a 850 °C por un tiempo de 1, 2 y 4 h se
observa una microestructura compuesta de una matriz ferrítica e islas de perlita en porcentajes de 5, 20
y 6 %, respectivamente. A 950 °C a 1 h de TTS, la fase de perlita se observa en proporción de 80 %, a
2, 4, 6 y 8 h se aprecia una disminución en la proporción de esta fase, siendo de 44, 46, 48 y 41 %,
respectivamente. A 1050 °C la disminución de la fase de perlita es más drástica ya que a 1 hora de TTS
se aprecia en un 72%, y después de 2 horas, disminuye a 25 % y a tiempos de 4, 6 y 8 hora se encuentra
en porcentajes de 19, 24 y 11 %, respectivamente. Finalmente, a la temperatura de 1150 °C se observa
únicamente la fase de ferrita para todos los tiempos de TTS.
pág. 6438
Figura 3. Micrografías a 100X de la muestra B sometidas a TTS desde 850 hasta 1150 °C con un tiempo
de permanencia de 1 y 8 h: matriz ferrítica (F) e islas de perlita (P).
La Figura 4 muestra la evolución microestructural de las probetas del acero C con TTS. A la temperatura
de 850 °C y 1 h de permanencia, la probeta muestra únicamente la fase de ferrita, a partir de 2 h, surge
la fase de perlita dentro de la matriz ferrítica en porcentaje de 15 %, para posteriormente disminuir a
valores de 4, 5 y 7 % a los tiempos de 4, 6 y 8 h de permanencia, respectivamente. A 950 °C a 1 y 2
horas de TTS la fase de perlita se observa en porcentajes de 63 y 64%, y al aumentar el tiempo de
permanencia a 4 horas, disminuye a valores de 34%, a 6 y 8 horas vuelve a disminuir nuevamente a
valores de 17%. A 1050 °C y a 1 h de TTS la fase de perlita se observa en una proporción de 49% y
disminuye posteriormente a valores de 41, 23, 11 y 13 % a 2, 4, 6 y 8 h, respectivamente. Finalmente,
al igual que en casos anteriores, a la temperatura de 1150 °C se observa únicamente la fase de ferrita en
todos los tiempos estudiados.
pág. 6439
Figura 4. Micrografías a 100X de muestras del acero C sometidas a TTS desde 850 hasta 1150 °C con
un tiempo de permanencia de 1 y 8 h matriz ferrítica (F) e islas de perlita (P).
El cambio de la microestructura durante los TTS se ve fuertemente influenciado por el volumen de
difusión del C2 en la austenita. La formación de austenita a partir de microestructuras de ferrita-perlita,
toma lugar en dos pasos: nucleación de austenita dentro de colonias de perlita con rápido crecimiento
de la austenita consumiendo la perlita y una vez que esta ha sido disuelta, lento crecimiento de austenita
consumiendo la ferrita (San Martín et al., 2008).
Tamaño de grano
Las probetas de los aceros A, B y C sin tratamiento térmico presentaron un tamaño de grano 4 de
acuerdo a la norma ASTM E112. En la Figura 5 se muestra gráficamente el comportamiento del tamaño
de grano de las muestras de los tres aceros sometidas a TTS a diferentes temperaturas.
pág. 6440
A 850 °C no se observa variación significativa del tamaño de grano en ninguna de las aleaciones
estudiadas en este trabajo, en función de tiempo de permanencia dentro del horno. Los valores promedio
de tamaño de grano de acuerdo a la norma ASTM E112, fue de 4 en A y B, y 5 en C. A la temperatura
de 950 °C las muestras del acero A se mantienen constantes en tamaño de 7 durante las 8 h. En el acero
B se presentan valores de 8 a 2 y 4 h, y de 6 a 1, 6 y 8 h. A 1050 °C, se observa una variación del grano
desde tamaños 6 y 7 para el acero A, 7 y 8 para los aceros B y C. A la temperatura de 1150 °C, los
aceros A, B y C el tamaño de grano se refina a valores de 6 y 7 a comparación del tamaño previo al
TTS.
Figura 5. Tamaño de grano ASTM de las muestras del acero a) A, b) B y c) C sometidas a TTS.
a)
b)
c)
0 2 4 6 8
9
8
7
6
5
4
3
2
1
0
Acero A - 0.059%
Tamaño de grano (ASTM)
Tiempo de tratamiento térmico (h)
850°C
950°C
1050°C
1150°C
0 2 4 6 8
9
8
7
6
5
4
3
2
1
0
Acero B - 0.084%
Tamaño de grano (ASTM)
Tiempo de tratamiento térmico (h)
850°C
950°C
1050°C
1150°C
0 2 4 6 8
9
8
7
6
5
4
3
2
1
0
Acero C - 0.144%
Tamaño de grano (ASTM)
Tiempo de tratamiento térmico (h)
850°C
950°C
1050°C
1150°C
pág. 6441
Los resultados descritos en esta sección, coinciden con los obtenidos por los siguientes autores dentro
de alguna etapa de su metodología que emplean composiciones, temperaturas y tiempos similares a los
de esta investigación.
Almatani y DeArdo (2020), trabajaron con muestras de acero de 0.03 y 0.06 %C con 0.04 y 0.08 %Nb,
las cuales sometieron a 1 hora de tratamiento térmico a temperaturas de 900 a 1300 °C seguido de
temple en agua. Estos autores observaron un refinamiento de grano en las temperaturas de 950 a 1050
°C, pero al aumentar la temperatura del tratamiento a 1150 a 1300 °C los tamaños de grano fueron en
aumento. De 900 a 1050 °C se obtuvieron valores de 25 a 50 µm para todas las muestras y de 1050 °C
a 1300 °C las muestras con 0.03 %C tuvieron un aumento de 50 a 75 µm a dichas temperaturas y las
que contenían 0.06 %C valores de 50 a 200 µm (Almatani & Deardo, 2020).
Neto et al., 2018 estudiaron un acero de 0.18-0.24 %C, 0.50-0.80 % Mn y 0.042 %Nb, el cual
sometieron a un tratamiento de normalizado a 1000 °C por 2 hr. Observaron tamaños de grano
homogéneos de 3 y 4 ASTM antes del tratamiento térmico, y posteriormente, después del normalizado,
los granos se refinaron a valores de 7 y 8 ASTM.
MEB
Las imágenes observadas por MEB de los tres aceros sin TTS se observan en la Figura 6. La presencia
de Nb se presenta como áreas blancas acompañadas de Mn y/o V, dentro y fuera de inclusiones de
sulfuro. A mayor contenido de Nb se observan estas áreas más alargadas con presencia de Ti, Si, V y/o
Mn, además, de que están situados en el límite y dentro del grano ferrítico así como cercanos o unidos
a una inclusión no metálica.
Roy et al., 2012 observaron precipitados heterogéneos de (Nb, Ti) (C, N) en inclusiones de MnS en un
acero comercial colado con 0.09 %C, 0.019 %Ti y 0.05 %Nb y establecen que estas inclusiones tienen
su origen en la microsegregación.
Por su parte Sarkar et al., 2021 observaron el mismo comportamiento en un acero con 0.23 %C aleado
con 0.076 %Nb y estudiado a diferentes velocidades de enfriamiento después de colada continua, en
donde observaron que inclusiones de MnS y/o MnS*Al2O3 se encontraron rodeadas de regiones ricas
en Nb. Concluyendo que entre más lenta sea la velocidad de enfriamiento durante la solidificación, la
densidad y fracción de inclusiones no metálicas con NbC se incrementa.
pág. 6442
Figura 6. Análisis por MEB-EDX de muestras del acero: a) A, b) B y c) C sin tratamiento térmico.
En el caso de la muestra del acero A tratada por 8 h (Figura 7), las partículas con presencia de Nb se
encuentran acompañadas de Mn, V y/o Al, observándose que estas partículas aumentaron de tamaño
conforme se aumentó la temperatura de TTS a valores de 263 a 670 %. Este mismo comportamiento se
observa en el porcentaje de Nb, originalmente era de 52 %, y aumentó a contenidos de 63 a 89 % y el
porcentaje de C2 se mantuvo cercano al de la muestra sin tratamiento con valor de 6 %.
pág. 6443
Figura 7. Análisis por MEB-EDX de muestras del acero A tratadas térmicamente a A) 850, B) 950, C)
1050 y D) 11150 °C por 8 h.
Las imágenes tomadas por MEB de la muestra del acero B tratada por un tiempo de 8 h, se muestran en
las Figura 8. Además de la presencia de Nb, se encontró en menor porcentaje Mn, V, Ti y/o Al dentro
de las partículas ricas en Nb. A 850, 950 y 1050 °C se redujo el tamaño de estas partículas en valores
de 50, 32 y 36 %, respectivamente. Sin embargo, a 1150 °C aumentaron un 49 %. El mismo
comportamiento se presentó de acuerdo al porcentaje de Nb dentro de estas, originalmente era de 80 %,
disminuye a un 57, 36 y 64 % y, a 1150 °C aumento a 79 % de 63 a 89 %.
pág. 6444
Figura 8. Análisis por MEB-EDX de la muestra B tratada térmicamente a A) 850, B) 950, C) 1050 y
D) 11150 °C por 8 h.
Finalmente, se observó en la muestra del acero C tratada por 8 h (Figura 9), la presencia de Nb
acompañado de Mn, V, Ti y/o Al. El tamaño de estas zonas y el porcentaje de niobio no muestra un
comportamiento especifico ya que a 850 y 1050 °C el tamaño se reduce un 45 y 6 % respectivamente,
y aumenta a 950 y 1150 °C un 53 y 68 %. En el caso del contenido de Nb en estas partículas, este se
incrementa a 98 y 78 % a las temperaturas de 850 y 1150 °C, respectivamente, y disminuye a 48 y 56
% a 950 y 1050 °C, respectivamente.
pág. 6445
Figura 9. Análisis por MEB-EDX de la muestra C tratada térmicamente a A) 850, B) 950, C) 1050 y
D) 11150 °C por 8 h.
Dureza y microdureza.
Las Figuras 10 - 12, muestran las mediciones de dureza Rockwell C y microdureza Vickers por fase
con respecto a las temperaturas y tiempos de los TTS aplicados a las diferentes muestras.
Dentro de las primeras 2 h de tratamiento, en el acero A la dureza inicial de 18.5 HRC se incrementa a
valores de 19 a 39 HRC, en el acero B con una dureza inicial de 17.1 HRC se incrementa a valores de
pág. 6446
21 a 40 HRC y en el acero C con una dureza inicial de 21 HRC se incrementa a valores de 22 a 36.5
HRC, siendo los valores más altos a 950 y 1050 °C en los tres aceros. El comportamiento de la dureza
de las muestras de los 3 aceros se ve afectado cuando se aumenta el tiempo a más de 2 h de tratamiento
térmico.
La microdureza de la fase de ferrita presenta el mismo comportamiento establecido en la dureza
Rockwell C para dichas muestras.
De acuerdo a Xiao et al., 2012 el contenido de niobio y carbono tiene un gran efecto en la cinética de
disolución del niobio durante el proceso de calentamiento. Con el incremento del contenido de niobio
y la temperatura, la cantidad de niobio que entra en solución aumenta, en cambio con el incremento de
carbono en el acero la cantidad de niobio en solución disminuye. Esto puede ser la causa de la
disminución de la dureza de las muestras con mayores porcentajes de Nb.
Figura 10. Dureza de muestras del acero A con 0.059% Nb con respecto a la temperatura y tiempo de
tratamiento térmico de solución, a) dureza Rockwell B y b) microdureza Vickers por fase
a)
b)
.
0 2 4 6 8
-5
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Acero A - 0.059% Nb
850°C
950°C
1050°C
1150°C
Tiempo (h)
Dureza Rockwell C (HRC)
02468
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600 850°C
950°C
1050°C
1150°C
Microdureza Vickers (HV)
Tiempo (h)
0 2 4 6 8
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
Acero A - 0.059% Nb
850°C
950°C
1050°C
1150°C
Tiempo (h)
pág. 6447
Figura 11. Dureza de muestras del acero B con 0.084% Nb con respecto a la temperatura y tiempo de
tratamiento térmico de solución, a) dureza Rockwell B y b) microdureza Vickers por fase
a)
b)
.
Figura 12. Dureza de muestras del acero C con 0.144% Nb con respecto a la temperatura y tiempo de
tratamiento térmico de solución, a) dureza Rockwell B y b) microdureza Vickers por fase.
a)
b)
0 2 4 6 8
-5
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Acero B - 0.084% Nb
850°C
950°C
1050°C
1150°C
Tiempo (h)
Dureza Rockwell C (HRC)
02468
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600 850°C
950°C
1050°C
1150°C
Microdureza Vickers (HV)
Tiempo (h)
0 2 4 6 8
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
Acero B - 0.084% Nb
850°C
950°C
1050°C
1150°C
Tiempo (h)
0 2 4 6 8
-5
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Acero C - 0.144% Nb
850°C
950°C
1050°C
1150°C
Tiempo (h)
Dureza Rockwell C (HRC)
02468
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600 850°C
950°C
1050°C
1150°C
Microdureza Vickers (HV)
Tiempo (h)
0 2 4 6 8
50
100
150
200
250
300
350
400
450
500
550
600
Acero C - 0.144% Nb
850°C
950°C
1050°C
1150°C
Tiempo (h)
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CONCLUSIONES
De esta investigación se pueden señalar las siguientes conclusiones:
De manera general, las microestructuras obtenidas consistieron principalmente en ferrita poligonal e
islas de perlita, independientemente de la temperatura y tiempo del tratamiento térmico de solución, asi
como del contenido de Nb. El porcentaje de la fase perlita en las muestras de los aceros A, B y C en
condicion inical, fue de 28, 29 y 22 %, respectivamente. Estos porcentajes variaron dependiendo de la
temperatura de TTS y del tiempo de exposición. Sin embargo, a la temperatura de 1150 °C para el acero
A solo se observa martensita a 1 h, y a partir de 2 h únicamente fase ferrita, y para los aceros B y C,
solo se observa fase ferrita a todos los tiempos de tratamiento termico.
El incremento de la temperatura y del tiempo de tratamiento térmico de solución, causa una mayor
disolución de los precipitados de NbC, formados durante la solidificación. Esto se pudo comprobar por
el aumento en la dureza, dentro de las primeras 2 h de tratamiento. En el acero A la dureza se incrementa
hasta un 210 % con respecto al valor inicial. En el caso del acero B, la dureza se incrementa hasta un
174 % con respecto a la inical, y en el caso del acero C el incremento en la dureza es de hasta un 233
%, encontrandose los valores más altos a 950 y 1050 °C en los tres aceros.
Por otro lado, también se pudo observar una disminución en la dureza cuando se aumenta el tiempo de
permanencia, principalmente, a las temperaturas más altas de tratamiento, lo que ocasionó que
posiblemente, los precipitados formados en el acero durante la solidificación, se redisuelvan, causando
la desaparición del efecto de endurecimiento. El aumento en el contenido de Nb, causa el incremento
de las zonas ricas de este elemento, y en consecuencia, aumentan de tamaño dentro de la matriz ferrítica.
Agradecimientos
Al Instituto Tecnológico Nacional de Morelia por el apoyo y equipo necesarios para el proceso de
fundición, especialmente al Ing. José Jaime López Soria y el Dr. Constantin Alberto Hernández
Bocanegra. Al Departamento de Investigación y Desarrollo, AHMSA de CV por brindarnos los recursos
necesarios para este trabajo y por darnos acceso a MEB. Se agradece al M.C. Romeo Omar Preciado
Martínez por su valioso apoyo a lo largo de este proyecto, Vanessa A. Jiménez desea agradecer al
Consejo Nacional de Ciencia y Tecnología por el apoyo financiero otorgado para los estudios de
posgrado.
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