Obtención de acero dual phase mediante recocido contínuo

CONAMET/SAM-2008
OBTENCIÓN DE ACERO DUAL PHASE MEDIANTE RECOCIDO CONTINUO
A. Artigas(1), F. Castro(1), Y. Houbaert(2), R. Colás(3) y A. Monsalve(1)
(1) Dpto. Ingeniería Metalúrgica
Facultad de Ingeniería
Universidad de Santiago de Chile
amonsalv@usach.cl
(2) Department of Metallurgy and Materials Science Universiteit Gent - Technologiepark 903
B-9052 Gent-Zwijnaarde (Belgium)
(3) Facultad de Ingeniería Mecánica y Eléctrica, Universidad Autónoma de Nuevo León, 66451 San Nicolás
de los Garza, N.L. México.
Se sometieron a diversos ciclos de recocido continuo muestras de acero laminado en caliente y deformado en
frío, obteniéndose la microestructura dual phase (DP). Durante los ciclos de recocido continuo se controló la
velocidad de calentamiento, el tiempo y la temperatura de mantenimiento y la velocidad de enfriamiento. Las
temperaturas críticas de cambio de fase se determinaron mediante calorimetría diferencial de barrido.
Posterior a los diferentes ciclos de recocido continuo se realizaron ensayos de tracción con el fin de
caracterizar mecánicamente cada una de las muestras, realizándose además el análisis metalográfico para
cuantificar las fases presentes. De esta forma pudo determinarse la combinación de variables de recocido
continuo que entregan el acero DP con las mejores propiedades de embutición, a través del estudio del índice
de anisotropía. Finalmente se realizó un estudio de la evolución de las diversas componentes de texturas
presentes en el material a través de la medición de las funciones de distribución de orientaciones,
encontrándose que las componentes del tipo fibra gamma se incrementan para recocidos realizados por debajo
de 800ºC.
1. INTRODUCCIÓN
Los aceros DP destacan entre los aceros del tipo
AHHS por sus excelentes propiedades mecánicas,
siendo una alternativa ampliamente utilizada para
la fabricación de estructuras que requieren buena
conformabilidad y capacidad de deformación. La
mayoría de los grados de acero DP recocidos en
continuo que se comercializan actualmente son
para la utilización en partes estructurales de
carrocería en automóviles y en piezas de sección
delgada que requieren alta resistencia y buena
tenacidad. El estudio de las variables de proceso
como la velocidad de enfriamiento o la
temperatura y tiempo a los cuales es realizado el
recocido ha sido motivo de numerosos trabajos en
este material, y la evaluación metalúrgica de esas
variables sigue presentando un amplio campo en
la investigación de aceros.
proceso de laminación en frío alcanzando un 70%
de reducción. La composición química del acero
utilizado se muestra en la tabla 1. Se cortaron
probetas de tracción en dirección paralela a RD,
luego se procedió a realizar ciclos de
calentamiento, mantenimiento y enfriamiento de
las muestras para simular un proceso de recocido
continuo. Para lo anterior se utilizó un equipo de
recocido continuo que calienta la probeta
mediante efecto Joule y es controlado mediante un
software. El tiempo que transcurre para que la
probeta alcance la temperatura de tratamiento es
de 40 s, por lo tanto la velocidad de calentamiento
es variable. La probeta se mantuvo a la
temperatura de tratamiento durante otros 40 s y
luego se enfrió al aire. El control de la temperatura
se realizó mediante una termocupla soldada a la
muestra. La tabla 2 muestra el detalle de los
tratamientos realizados.
2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
Tabla 1.
Se tomaron muestras de un acero aleado al C-MnSi disponible comercialmente de 145 mm de largo
65 y 26 mm de ancho y espesor, respectivamente,
y se las sometió a un proceso de laminación en
caliente hasta alcanzar un espesor de 3 mm.
Posteriormente se sometió el material a un
Acero
Composición química.
%C
0,061
%Mn
0,84
%Si
1,54
%P
0,015
%S
0,0078
Tabla 2. -Detalle de los ciclos de recocido
continuo.
Tiempo de
Tiempo de
Calentamiento Temperatura Permanencia Temperatura
(ºC)
(ºC)
Muestra
(s)
(s)
LF-680
40
680
40
680
LF-750
40
700
40
700
LF-850
40
850
40
850
Luego de realizados los ciclos de recocido se
tomaron las muestras generadas para realizar
ensayos de tracción y análisis metalográfico. El
primero se realizó en un equipo de ensayos
mecánicos marca Tinius & Olsen, modelo 60
super L que posee un sistema de celda de presión
accionado por un pistón hidráulico, de 30 t de
carga máxima. El control del equipo y la captura
de datos se realizó mediante el software UTM for
Windows. La observación metalográfica se realizó
en un microscopio marca LEICA modelo LMDM,
Se utilizó para ataque metalográfico el reactivo
LePera(1), que permite diferenciar la martensita de
la ferrita y bainita.
La figura 1 muestra las curvas de esfuerzo –
deformación correspondientes a cada muestra.
3.2 Metalografía
En las figuras 2, 3 y 4 se muestran las
microestructuras observadas para cada muestra.
Se tomaron imágenes a 100 y 500 aumentos. Se
observan zonas claras que corresponden a
martensita y austenita, mientras que las zonas café
claro corresponden a ferrita. No se detectó la
presencia de bainita ni perlita en las muestras.
a) a)
3. RESULTADOS
100 µm
3.1 Ensayo de Tracción
La tabla 3 muestra el resumen de las propiedades
mecánicas obtenidas de la realización de ensayos
de tracción según ASTM E–8M a las probetas
anteriormente citadas.
Tabla 3. Resultados de los ensayos de tracción
realizados
Esfuerzo
de
fluencia
UTS
Alargamiento
Probeta
kgf/mm2
kgf/mm2
%
LF-680
48
58
15
0,11
LF-750*
41
63
9
0,19
LF-850
28
62
25
0,26
Índice
n
* Fractura fuera de marcas
Figura 1. Curvas de esfuerzo – deformación
obtenidas.
b)
b)
20 µm Figura 2. Imágenes obtenidas a distintos
aumentos (a) 100x y (b) 500x de la muestra LF680.
4. ANALISIS DE RESULTADOS
La muestra LF – 680 tiene un comportamiento en
tracción menos característico del acero DP(2), al
presentar una alto límite elástico y un bajo índice
n. Se observa que la microestructura de esta
muestra es la más gruesa, en comparación con las
otras. Las muestras LF – 750 y 850 tienen un
comportamiento mecánico característico de los
aceros DP obtenidos por recocido continuo, esto
es: una baja razón fluencia – UTS, un alto índice n
y una elevada ductilidad(3). La muestra LF – 750
tiene una baja elongación a rotura medida (tabla
3), sin embargo, esto es a causa de la fractura
fuera de marcas. El elevado índice de
endurecimiento por deformación que exhibe la
muestra LF – 850 se debe probablemente al
fenómeno TRIP que ocurre en este tipo de
microestructuras.
La microestructura observada en estas 2 muestras
es muy similar, apreciándose zonas de martensita
y posiblemente austenita retenida muy finas y
dispersas en la matriz.
La microestructura observada en la muestra LF680 corresponde a ferrita y perlita. Arel(4)
determinó
las
temperaturas
críticas
de
transformación de este acero situando A1
alrededor de 700 ºC, por lo que no es posible la
transformación martensítica. Esto explica que la
curva de tracción de esta muestra presente
fluencia heterogénea.
c) a)
100 µm
d)
b)
20 µm Figura 3. Imágenes obtenidas a distintos
aumentos (a) 100x y (b) 500x de la muestra LF750.
a)e) 100 µm
Para la muestra LF-750 se observa que la segunda
fase se ubica bandeada y formando regiones de
alta concentración de estas zonas alrededor de los
granos de ferrita. Esta disposición puede
racionalizarse considerando que la transformación
de ferrita a martensita ocurre en el campo bifásico,
por lo tanto la austenita tendrá una alta
concentración en carbono. El bandeamiento de la
segunda fase se debe a la segregación de
manganeso y al conformado mecánico al que se
sometió la pieza. La transformación a martensita
ocurrió durante el enfriamiento al aire debido a la
mayor templabilidad de la austenita formada
durante el tratamiento isotérmico. Se ha medido(5)
que la concentración de carbono en la austenita
retenida en los aceros DP puede ser del orden de
0,4 a 1,4 %, por lo tanto el valor del índice n tiene
la eventual contribución del fenómeno TRIP.
La muestra LF-850 fue tratada en la zona
austenítica y la transformación a ferrita ocurrió
durante el enfriamiento continuo en aire. Por esta
razón la segunda fase no parece tan bandeada
como en la muestra LF-750 y se encuentra
distribuída más homogéneamente en la
microestructura. Se observa que el límite elástico
de este material es el menor de todos,
posiblemente por la mayor formación de
martensita durante el enfriamiento y su
distribución. El índice de endurecimiento por
deformación es el más elevado, además de la
elongación final y el UTS.
5. CONCLUSIONES
b)f)
20 µm Figura 4. Imágenes obtenidas a distintos
aumentos (a) 100x y (b) 500x de la muestra LF850.
Se estudió el comportamiento de un acero aleado
al C-Mn-Si sometido a un proceso de recocido
continuo, encontrándose en las muestras recocidas
a mayor temperatura el comportamiento mecánico
clásico de los aceros DP. La microestructura
observada corresponde a ferrita con zonas finas y
dispersas de martensita y austenita retenida, que
corresponde también a la esperada en un acero
Dual Phase.
5. AGRADECIMIENTOS
Los autores agradecen a la DICYT-USACH y a
CONICYT (proyecto FONDECYT Nº 1060008),
por el apoyo prestado al presente trabajo
6. REFERENCIAS
1.
Frank S. LePera, “Improved Etching
Technique to Emphatize Martensite and Bainite in
High-Strength Dual – Phase Steel”, National
Steel Corporation, Weirton, West Virginia, 1980.
2.
G.
Thomas
and
J.
Y.
Koo,
“Developments in Strong, Duplex, Ferrite –
Martensite Steels”, American Institute for Mining,
Metallurgical and Petroleum Engineers, 1979.
3.
T. Waterschoot, L. Kestens and B.C. De
Cooman, “Hot Rolling Texture Development in
CMnCrSi Dual Phase Steels”, Laboratory for Iron
and
Steelmaking,
Ghent
University,
Technologiepark 9, B-9052 Ghent, Belgium
4.
Arel P., “Construcción de un diagrama
TTT para un acero DP”, Tesis Ing. Ejec. en
Metalurgia, USACH, 2008.
5.
A. García-Junceda, F. G. Caballero, C.
Capdevila, C. García de Andrés, “Determination
of local carbon content in austenite during
intercritical annealing of Dual Phase steels by
PEELS analysis” Revista Scripta Materialia 57,
89 – 92. 2007.
Figura 2. Imágenes obtenidas a distintos aumentos (100 y 500x) de las distintas muestras (a – LF680, b – LF-750 y c – LF-850).