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Anales de Mecánica de la Fractura 30, Vol. II (2013)
INFLUENCIA DEL PROCESO DE ENDEREZADO POR LLAMA SOBRE LAS PROPIEDADES
MICROESTRUCTURALES, MECÁNICAS Y EN FRACTURA DE LOS ACEROS ESTRUCTURALES S235
JR, S460 ML Y S690 QL
R. Lacalle1, J. A. Álvarez1, D. Ferreño1, J. Portilla1, *, E. Ruiz1, B. Arroyo1, F. Gutiérrez-Solana1
1
LADICIM, Universidad de Cantabria
ETS de Ingenieros de Caminos Canales y Puertos
Av/Los Castros s/n, 39005, Santander, Spain
* E-mail: [email protected]
RESUMEN
En este trabajo se analiza la influencia del procedimiento de flexión mediante llama sobre la microestructura de tres
aceros estructurales muy diferentes (S235 JR, ML S460 y S690 QL, respectivamente), ampliamente utilizados para la
construcción de estructuras metálicas. Las consecuencias del tratamiento térmico sobre las propiedades mecánicas y de
fractura fueron caracterizadas a través de ensayos de micro-dureza Vickers y de impacto Charpy; además, algunos
ensayos adicionales de fractura en régimen elástico-plástico fueron llevados a cabo sobre probetas Charpy prefisuradas
fabricados con acero S235 JR. La relación entre las propiedades microestructurales y el comportamiento mecánico y de
fractura del material fue estudiada en profundidad en todos los casos. Para una adecuada comprensión de las
consecuencias microestructurales de este tratamiento térmico de enderezado, fue necesario desarrollar un modelo
numérico de elementos finitos.
ABSTRACT
In this paper, the influence of the flame bending procedure on the microstructure of three very different structural steels
(S235 JR, S460 ML and S690 QL, respectively), widely used for the construction of metallic structures, is analysed.
The consequences of the heat treatment on the mechanical and fracture properties were characterised through microhardness Vickers and Charpy impact tests; in addition, some elastic-plastic fracture tests were performed on precracked
Charpy specimens manufactured with the S235 JR steel. The relationship between the microstructural features and the
material mechanical and fracture behaviour was studied in depth in all cases. For a proper understanding of the
microstructural consequences of this straightening heat treatment, it was necessary to develop a Finite Element
numerical model.
PALABRAS CLAVE: Enderezado por llama; S235 JR; S460 ML; S690 QL; microestructura; propiedades mecánicas
y en fractura.
1. INTRODUCCIÓN
El enderezado por llama (o flexión por llama) es una
técnica ampliamente utilizada para el control de las
distorsiones geométricas o de las desviaciones respecto
de las tolerancias que pueden surgir en los procesos de
fabricación o de soldadura de elementos de acero. Sin
embargo, muchos aspectos del proceso permanecen
como incertidumbres: La cuestión de los efectos
inducidos por el proceso de calentamiento en la
microestructura y, como consecuencia, sobre las
propiedades mecánicas y en fractura es actualmente un
importante problema abierto. [1-5]. La presente
contribución analiza la influencia del procedimiento de
flexión por llama en las propiedades de tres aceros
estructurales muy diferentes (S235 JR, ML S460 y S690
QL, respectivamente), ampliamente utilizados para la
construcción de estructuras metálicas para edificios o
puentes.
En
primer
lugar,
los
cambios
microestructurales y metalúrgicos inducidas por el
calentamiento de llama fueron analizados para evaluar,
a continuación, las propiedades mecánicas y en fractura.
2. OBJETIVOS DE LA INVESTIGACIÓN
Según la información disponible por los autores del
presente trabajo, escasa investigación específica se ha
desarrollado hasta el momento en el ámbito de la
influencia de la técnica de flexión por llama sobre la
microestructura y las propiedades mecánicas o en
fractura de los aceros estructurales. Por estas razones, el
alcance experimental de la presente contribución se
diseñó con el fin de analizar la influencia del calor
aportado durante el enderezado sobre tres aceros
estructurales muy diferentes: S235 JR, ML SA460 y QL
S690. Con el fin de entender completamente los
cambios microestructurales que tienen lugar en el
material como consecuencia del calentamiento
superficial causado por la llama, se desarrolló un
modelo numérico por elementos finitos (FE). Sólo a
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través de una técnica numérica es posible tener en
cuenta la influencia de los numerosos factores que
participan en el proceso (propiedades de los materiales,
flujos de calor de la llama, la trayectoria y velocidad de
la antorcha, ubicación del punto de material a analizar,
etc.)
3. MATERIALES
Los siguientes grados de acero estructural [6-8] fueron
estudiados en esta investigación: S235 JR, S460 ML y
S690 QL. La microestructura del S235 JR y del S460
ML se compone de ferrita y perlita mientras que el
acero S690 QL muestra una microestructura de bainita y
bainita revenida. Las composiciones químicas
especificadas de los aceros [6-8] se incluyen en la Tabla
1. Para el análisis microestructural de las consecuencias
inducidas por el tratamiento de calor de la llama, el
diagrama de fases Fe-C específico del material debe ser
considerado. Por esta razón, será preciso tener en cuenta
los cambios inducidos por los elementos de aleación de
los tres materiales analizados (Tabla 1) sobre el
diagrama básico Fe-C.
otras dos imágenes (con diferentes magnificaciones)
muestran la microestructura del acero S235 JR tras la
aplicación de la llama en la ubicación a 0.5 mm bajo la
superficie. Dos efectos microestructurales relevantes
fueron detectados: en primer lugar, Fig. 2 (a), se observa
cómo el grano experimenta un notable refinamiento (de
20 ± 4 μm a 14 ± 4 μm). En segundo lugar, se aprecia la
formación de precipitados de cementita terciaria en
algunos bordes de grano, Fig. 2 (b).
Figura 1. Microestructura del acero S235 JR antes de
la aplicación de la llama a dos distintas profundidades
en la chapa: (a) 0.5 mm, (b) 10 mm
Tabla 1. Composición química (% en peso), indicada
por la especificación de los aceros analizados en este
trabajo
Figura 2. Microestructura del acero S235 JR tras
aplicación de la llama (profundidad aproximada de 0.5
mm)
4. RESULTADOS EXPERIMENTALES
4.1. Composición química
Las composiciones químicas de los tres aceros
analizados se muestran en la Tabla 2. La comparación
entre estos resultados y los límites indicados por la
especificación del material [6-8], permite comprobar
que todos los valores se encuentran en los rangos
esperados.
Tabla 2. Composición química para los aceros S235 JR,
S460 ML y S690 QL (% en peso)
Acero S460 ML: En la Fig. 3, dos imágenes tomadas a
una profundidad de 0.5 mm muestran la microestructura
del acero S460 ML, previamente a la aplicación del
calentamiento. Puede observarse claramente una
combinación de ferrita proeutectoide (blanca) y perlita
(negra). En este caso resulta evidente la disposición no
simétrica de los granos, con importantes elongaciones
consecuencia del proceso de laminado. Respecto a la
microestructura del acero S460 ML tras la aplicación de
la llama, en la Fig. 4 se muestra una imagen tomada a
una profundidad de 0.5 mm bajo la superficie. Se
observa una alteración en la morfología de los granos
junto con una cierta pérdida de uniformidad de los
mismos. Estos efectos son consecuencia de la
recristalización inducida por el proceso de
calentamiento por llama.
4.2. Microestructura
Acero S235 JR steel: En la Fig. 1 se pueden observar
dos imágenes correspondientes a la microestructura del
acero S235 JR en estado previo a la aplicación de la
llama, para dos diferentes ubicaciones en el espesor de
la chapa (0.5 y 10 mm respectivamente). En la Fig. 2,
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Figura 3. Microestructura del acero S460 ML antes de
la aplicación de la llama a una profundidad
aproximada de 0.5 mm
Anales de Mecánica de la Fractura 30, Vol. II (2013)
Tabla 3. Resumen de los resultados de los ensayos de
dureza Vickers
Figura 4. Microestructura del acero S460 ML tras la
aplicación de la llama a una profundidad aproximada
de 0.5 mm
Acero S690 QL: En la Fig. 5 se puede observar la
microestructura del acero S690 QL antes de la
aplicación de la llama (esta imagen fue tomada a una
profundidad de 15 mm). De acuerdo con lo esperado, la
microestructura de este material está constituida por una
combinación de bainita y ferrita. Aunque la máxima
temperatura alcanzada durante el calentamiento en este
caso fue de 688 ºC, el material ha experimentado un
segundo revenido, que se superpone al original, Fig. 6.
No se aprecia, por otra parte, un cambio significativo ni
de la forma ni del tamaño de grano, lo que resulta
consistente con el hecho de que la máxima temperatura
alcanzada esté por debajo de T Ac1.
Figura 5. Microestructura del acero S690 QL antes de
la aplicación de la llama a una profundidad
aproximada de 15 mm
Figura 7. Resultados de los ensayos de dureza Vickers
llevados a cabo a través del espesor de las chapas,
antes y después del calentamiento para cada tipo de
acero
Ensayos de tracción: Una probeta tomada de una
muestra sin calentar junto con una probeta de la zona
calentada fueron ensayadas para cada uno de los
materiales. Los ensayos se realizaron a temperatura
ambiente (~20ºC). Las curvas Fuerza-Alargamiento
fueron registradas hasta el instante de la rotura. A partir
de esos registros se obtuvieron las curvas tensióndeformación, Fig. 8, y de estas curvas fueron estimados
los principales parámetros mecánicos (Tabla 4). Las
curvas muestran cómo la influencia del calentamiento
por llama en la respuesta mecánica es claramente
dependiente del material. Siguiendo la misma tendencia
apreciada en la sección previa, la aplicación de la llama
apenas modifica las propiedades del acero S235 JR,
mientras que el cambio en los otros materiales va de
moderado en el acero S460 ML a significativo en el
acero S690 QL.
Figura 6. Microestructura del acero S690 QL tras la
aplicación de la llama a profundidades aproximadas de
steel: (a) 0.5 mm, (b) 5 mm
4.2. Caracterización mecánica
Ensayos de dureza Vickers: Estos ensayos fueron
llevados a cabo a lo largo del espesor de las chapas, bajo
la superficie calentada por la llama (Tabla 3 y Fig. 7). El
acero S235 JR no experimentó cambios sustanciales en
su dureza, mientras que tanto el acero S460 ML como el
S690 QL sufrieron un ablandamiento como
consecuencia del tratamiento realizado. En promedio, la
dureza Vickers decrece en estos materiales un 13% y un
26% respectivamente.
Figure 8. Curvas tensión-deformación (en estado de
recepción y tras el calentamiento por llama).
Caracterización en fractura: Los resultados
experimentales, expresados en términos de energía
absorbida frente a temperatura, se incluyen en la Fig. 9
(S235 JR), Fig. 10 (S460 ML) y Fig. 11 (S690 QL).
Para facilitar el análisis posterior, las curvas CVN se
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ajustaron a una curva tangente hiperbólica. Todos los
resultados relevantes se muestran en la Tabla 5.
Tabla 4. Resultados relevantes obtenidos de la
caracterización mediante ensayos Charpy
Figure 11. Curvas CVN (energía frente a temperatura)
para el acero S690 QL (en estado de recepción y tras el
calentamiento por llama).
Las curvas incluidas en las Fig. 9-11 muestran
claramente que la influencia del calentamiento por
llama en la respuesta a fractura es, nuevamente,
dependiente del material. El acero S235 JR ha sufrido
una marcada fragilización como consecuencia del
calentamiento por llama. La influencia de la llama en el
acero S460 ML es bastante más compleja (ver Fig. 10)
ya que la forma de la curva se vio totalmente
modificada. Finalmente, el comportamiento en fractura
del acero S690 QL no fue apenas modificado como
consecuencia del calentamiento por llama. Algunas
macrografías representativas de las superficies de
fractura pueden ser apreciadas in las Fig. 12 (S235 JR),
Fig. 13 (S460 ML) y Fig. 14 (S690 QL).
Figure 12. Macrografías mostrando las superficies de
fractura de las probetas CVN del acero S235 JR. En
condición de recepción: (a) -50 ºC, (b) 20 ºC, (c) 250
ºC. Tras el calentamiento por llama: (d) -40 ºC, (e) 60
ºC, (f) 100 ºC.
Figure 9. Curvas CVN (energía frente a temperatura)
para el acero S235 JR (en estado de recepción y tras el
calentamiento por llama).
Figura 13. Macrografías mostrando las superficies de
fractura de las probetas CVN del acero S460 ML. En
estado de recepción: (a) -150 ºC, (b) 40 ºC, (c) 140 ºC.
Tras calentamiento por llama: (d) -135 ºC, (e) -60 ºC,
(f) 250 ºC.
Figure 10. Curvas CVN (energía frente a temperatura)
para el acero S460 ML (en estado de recepción y tras el
calentamiento por llama).
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Caracterización ampliada del acero S235 JR: Este
acero ha sufrido una notable fragilización como
consecuencia del calentamiento por llama. Para analizar
esta característica la integral J como una tasa de
liberación de energía [9-10] ha sido empleada en este
trabajo. En este sentido, dos probetas CVN de S235 JR
(una en estado de recepción del material y la otra tras el
calentamiento por llama) fueron prefisuradas por fatiga
Anales de Mecánica de la Fractura 30, Vol. II (2013)
(para inducir la presencia de una grieta afilada, a0) y
subsiguientemente ensayadas por flexión en tres puntos
a temperatura ambiente; se obtuvieron las curvas de
resistencia a fractura, que se muestran en la Fig. 15.
Estas curvas destacan la diferencia significativa en la
respuesta a fractura entre el acero S235 JR en estado
original y tras el proceso de calentamiento por llama.
tercer punto a tener en cuenta en este caso es la
formación de "cementita terciaria", como resultado de
las condiciones de enfriamiento a las que el material
está sometido. Como muestra el modelo de E.F., ver
Fig. 16 (a), la velocidad de enfriamiento por debajo de
600°C es muy lenta a cualquier profundidad del
espesor, permitiendo así la formación de dicha
microestructura; de hecho, el tiempo para que la
temperatura descienda de 600ºC a 400ºC es
substancialmente mayor a 100 segundos.
La caracterización mecánica se basó en los ensayos de
dureza Vickers y en ensayos de tracción. Como
característica general, el no se apreciarse cambios
notables en el comportamiento mecánico puede
atribuirse al proceso de calentamiento por llama.
Respecto al comportamiento en fractura, la Fig. 9 y la
Fig. 15 demuestran que tuvo lugar una alta fragilización
como consecuencia del calentamiento por llama. Esto
sólo puede ser atribuido a la precipitación de cementita
apreciada en algunos bordes de grano.
Figura 14. Macrografías de las superficies de fractura
de probetas CVN de acero S690. Sin calentar: (a) -196
ºC, (b) -60 ºC, (c) 20 ºC. Calentados: (d) -196 ºC, (e) 110 ºC, (f) 250 ºC.
Figura 15. Curvas de Resistencia a fractura (integral J
vs. longitud de fisura, Δa) obtenidas para el acero S235
JR. Se compara la respuesta del acero sin calentar con
la del calentado.
5. ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS
RESULTADOS EXPERIMENTALES
5.1. Acero S235 JR
Como se muestra mediante el análisis por E.F., Fig. 16
(a), este material permanece a una temperatura superior
a ~750ºC (TAC1=714ºC; TAC3=846ºC) durante al menos
10 segundos en una banda que contiene a los 3 mm más
superficiales. Este proceso, que puede ser considerado
como un "recocido intercrítico", causa la disolución
parcial de la fase perlita, la cual, como resultado del
enfriamiento siguiente puede perder su estructura
laminar (bandeada), previamente apreciada en la
microestructura original. Un segundo aspecto mostrado
viene causado por la alta temperatura alcanzada,
superando TAC3=846ºC, por el material en la banda de
los 2 mm superficiales. Este proceso da como resultado
la transformación de las fases existentes en austenita,
fenómeno que se conoce como "recocido completo". Un
5.2. Acero S460 ML
Como se ha demostrado anteriormente, este acero
muestra una microestructura fuertemente deformada
debido al proceso de laminado. Las consecuencias que
el calentamiento del acero va a tener dependen de la
temperatura que se alcance en el proceso. Cuando la
superficie de la placa expuesta al calentamiento supera
la temperatura TAc1=704ºC, el material se verá sometido
a un tratamiento de recocido intercrítico siendo
completo si la temperatura alcanzada en el acero supera
TAc3=859ºC. Estos dos tratamientos conducen a la
formación de austenita así como a la recristalización de
la ferrita.
El perfil de durezas Vickers que se muestra en la Fig. 7
indica que no existen cambios notables a lo largo del
espesor en el material sin calentar. El material
calentado, por el contrario, muestra una tendencia a una
pérdida de dureza en las proximidades de la superficie
expuesta al calentamiento; este hecho puede ser una
consecuencia de la recristalización inducida por el
proceso de calentamiento con llama, que es
particularmente intenso en la superficie de la placa. Las
consecuencias de la recristalización también se hacen
notables al comparar la respuesta en tracción del
material sin calentar con la del material calentado. Estas
propiedades se ven reflejadas en la respuesta del
material frente a fractura, como se muestra en la Fig. 10,
en la que se hace notable una mejoría en el
comportamiento del material tratado frente al material
sin tratar.
5.3. Acero S690 QL
Como se ha indicado anteriormente, la velocidad de
movimiento de la llama en este caso fue
significativamente superior que en los otros aceros. Este
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Anales de Mecánica de la Fractura 30, Vol. II (2013)
hecho deriva en una temperatura máxima inferior y en
unos patrones de enfriamiento diferentes a los expuestos
anteriormente. El análisis que se representa en la Fig.
17(b) establece que, como ningún punto de la placa ha
alcanzado la temperatura TAC1, el material, de origen
martensítico-bainítico, ha sufrido un tratamiento térmico
de templado.
Figura 16. Curvas de Temperatura vs. Tiempo en
función de la profundidad de la placa obtenidas por
elementos finitos. (a) 2.5 mm/s (aceros S235 JR y S460
ML); (b) 3.7 mm/s (acero S690 QL).
experimentales presentados en este trabajo permiten
diferenciar comportamientos entre las distintas familias
de aceros y a partir de esto realizar las siguientes
recomendaciones: En general, cuando se alcanza la
temperatura crítica (TAc3) / intercrítica (entre TAc1 y
TAc3), se debe controlar la velocidad de enfriamiento
para evitar la formación de martensita. Además, en los
aceros ferrítico-perlíticos de baja aleación al carbono,
para prevenir la formación de cementita terciaria se
deben evitar bajas velocidades de enfriamiento cuando
se alcanzan temperaturas inferiores a 650 ºC.
Los tratados convencionales recomiendan no alcanzar
temperaturas superiores a la temperatura crítica de
disolución de la perlita para evitar posibles
consecuencias dañinas producidas por el enderezado por
llama. La literatura, sin embargo, no hace referencia a
las características particulares ni del material ni del
tratamiento de calor, tales como la velocidad de
enfriamiento. Este trabajo ha revelado la importancia de
este y otros aspectos y como, en algunos casos, las
recomendaciones generales pueden llevar a resultados
no deseables.
7. REFERENCIAS
Figura 17. (a) Comparativa de las distintas curvas de
temperatura vs. tiempo determinadas numérica y
experimentalmente (acero S235 JR, 2.5 mm/s); (b)
Curvas que determinan la temperatura máxima, Tmax, en
relación con la velocidad de desplazamiento de la llama
para distintas profundidades de la placa; se incluyen
los resultados experimentales obtenidos de
temperaturas máximas.
La Fig. 7 muestra que este acero ha experimentado una
gran disminución en la dureza debido al calentamiento
de la llama. Este hecho se ve reflejado a su vez en la
caracterización del acero en tracción, Fig. 8, en la que se
pone de manifiesto una disminución del límite elástico y
de resistencia a rotura. Este comportamiento es
perfectamente razonable teniendo en cuenta el segundo
templado que sufre el material, detectado en las
investigaciones realizadas en la microestructura; sin
embargo, la respuesta en fractura solo se ve ligeramente
afectada por estos cambios microestructurales.
6. CONCLUSIONES
Como se puede apreciar, la influencia del proceso de
enderezado por llama sobre la microestructura, el
comportamiento mecánico y de fractura depende de la
naturaleza del acero que va a recibir este tipo de
tratamiento térmico. Los resultados expuestos aportan
evidencias claras de que no es posible determinar a
priori las consecuencias que va a sufrir un determinado
tipo de acero al someterle a un enderezado por llama;
más bien deberían ser obtenidas experimentalmente
caso por caso. A pesar de esto, los resultados
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