ductilidad en caliente de un acero de medio carbono

DUCTILIDAD EN CALIENTE DE UN ACERO DE MEDIO CARBONO
J. CALVO1, J. M. CABRERA1, J. M. PRADO1, 2
1
Dpto. Ciencia de Materiales e Ingeniería Metalúrgica-UPC, Av. Diagonal 647, 08028
Barcelona
2
Centro Tecnológico de Manresa, Av. Bases de Manresa, 1, 08240 Manresa
RESUMEN
Se estudia en este trabajo la ductilidad en caliente y comportamiento a fractura de un acero
estructural no aleado susceptible de sufrir agrietamiento transversal. Para evaluar la posible
influencia de elementos residuales e inclusiones, el acero comercial se compara con uno de
similar composición obtenido en laboratorio a partir de hierro casi puro a partir del método
de refusión por electroescoria. Posteriormente los materiales se evaluaron mecánicamente
mediante ensayos de tracción a temperaturas entre 1000 y 650ºC a una velocidad de
deformación de 10-3 s-1. La reducción en área de las muestras ensayadas se empleó como
medida de la ductilidad en caliente. A cada temperatura, el comportamiento de la ductilidad
se relación con las fases presentes así como con los mecanismos de fractura que actuaban.
Para ello se efectuó un análisis de las superficies de fractura empleando un microscopio
electrónico de barrido.
Palabras claves: Ductilidad en caliente, acero
DUCTILITY AT HIGH TEMPERATURE OF A MEDIUM CARBON STEEL
ABSTRACT
The hot ductility and fracture behaviour of a C-Mn steel susceptible to transversal cracking
in the corners is studied. In order to evaluate the influence of residual elements and
inclusions, this steel was compared with another one with the same main composition
obtained by electro-slag from almost pure iron. Tensile tests at temperatures ranging from
1000ºC to 650ºC and an initial strain rate of 1·10 -3s-1 were carried out for reheated samples
of both steels. The reduction in area of the samples tested to fracture was used as a
measure of the hot ductility. For each temperature, the ductility behaviour was related both
to the phases and to the fracture mechanisms present. For this purpose, the fracture
surfaces of the tensile specimens were examined by scanning electron microscopy.
Key words: Hot ductility, steel
Recibido: Septiembre de 2004
Recibido en forma final revisado: Abril de 2005
1 INTRODUCCION
La ductilidad en caliente de los aceros ha sido objeto de numerosos estudios, la mayoría de
ellos en conexión con el agrietamiento transversal que presentan muchos de los productos
de colada continua. Este tipo de grietas se propagan durante las operaciones de
desdoblado, cuando la superficie externa del producto colado se somete a tensión a
temperaturas y velocidades de deformación en las cuales muchos aceros presentan una
pobre ductilidad.[1]. El ensayo de tracción en caliente es el que usualmente se emplea para
similar las condiciones de la operación de desdoblado, siendo la reducción de área de las
muestras la medida de la ductilidad del acero.
Aunque los aceros que suelen dar más problemas de ductilidad son los microaleados, los
aceros al C-Mn también presentan zonas de ductilidad pobre [2]. En el presente caso, se
estudia un acero de bajo carbono que ha presentado agrietamiento transversal en planta
con el objeto de determinar el origen de tales grietas y relacionar su presencia a los
mecanismos de fractura que actúan a alta temperatura. Este acero tiene como elementos
residuales Cu y Sn, y una relación Mn/S igual a 42, por lo que para determinar la
importancia del grado de limpieza del acero sobre su ductilidad en caliente se preparó un
acero en laboratorio de composición similar, pero libre de residuales.
2 METODO EXPERIMENTAL
Como ya se ha mencionad, se examinaron dos aceros al C-Mn. El acero A, comercial, tiene
un 0.23% de C y un alto contenido en residuales como cobre (0.59%) y azufre (0.021%). El
acero D, de laboratorio, tiene una composición similar en C, Mn y Si, pero no contienen
elementos residuales. Este acero fue obtenido por la técnica de refusión de electroescoria a
partir de hierro casi puro, al que se le añadió ferro-manganeso y ferro-silicio
adecuadamente. La composición de ambos aceros se muestra en la tabla 1.
Tabla 1 Composición química (% en masa) de los aceros A y D.
Acero %C
%Si
%Mn
%P
%S
%Cr
%Ni
%Cu %Sn
Mn/S
A
0.23 0.125
0.9
0.011
0.021
0.075
0.121
0.59
0.053
42
D
0.23 0.13
0.82
0.025
<0.01
-
-
-
-
>82
Del material de partida se mecanizaron probetas de tracción estándar de 6 mm de
diámetro, siendo el eje de tracción paralelo a la dirección de colada. Las muestras fueron
calentadas en un horno de radiación a 1100ºC durante 10 minutos, y a continuación
enfriadas hasta la temperatura de ensayo dentro del mismo horno. Dichas temperaturas
variaron desde 650ºC hasta 1000ºC. Para homogeneizar la temperatura, las probetas se
mantenían cinco minutos a la temperatura de ensayo antes de que éste comenzara. Los
ensayos de tracción se efectuaron a una velocidad de 1·10 -3s-1. La evaluación de la
ductilidad en caliente se efectuó a través del cálculo de la reducción de área. Las
temperaturas de transformación de fase se calcularon a partir de la fórmula de Andrews [3],
resultando ser A1 igual a 716ºC para ambos aceros, y A3 785º y 814ºC para los aceros A y
D respectivamente. Las superficies de fractura se examinaron con un microscopio
electrónico de barrido 6400 Jeol.
3 RESULTADOS
Las curves de ductilidad en caliente de ambos aceros muestran una gran diferencia de
comportamiento como se ilustra en la Figura 1. El acero A muestra un amplio y profundo
valle de pobre ductilidad. Esta comienza a decrecer a temperaturas superiores a A 3 (785ºC),
ya en la región austenítica, se mantiene baja (<20%) a medida que la temperatura
disminuye, y se recupera ligeramente a alrededor de 650ºC, esto es, cuando es de suponer
una mayor presencia de ferrita. Para el acero D sin embargo, el valle de escasa ductilidad
es menos profundo y mucho más estrecho, tomando valores de ductilidad siempre
superiores al 50%, indicando que este acero no es susceptible de presentar agrietamiento
transversal durante las operaciones de desdoblado. En el caso particular de este acero la
pérdida de ductilidad se puede asociar al inicio de precipitación de ferrita en la fase
austenítica, y la recuperación de la ductilidad, a cruzar el punto eutectoide, y por tanto al
predominio de la fase ferrítica y la presencia de perlita. Esta correlación sin embargo no se
sigue con el acero A.
El aspecto fractográfico de las superficies de fractura, evaluadas en el microscopio
electrónico de barrido, pueden relacionarse con los mecanismos de deformación dominantes
y a su vez con la temperatura y cantidad de fases presentes. El comportamiento más dúctil
del acero A se observó a 1000ºC y el correspondiente análisis fractográfico de la superficie
de la probeta mostró que la fractura era de carácter intergranular donde las superficies de
los granos eran redondeadas. Es de destacar la presencia de finos granos posiblemente
producidos por recristalización dinámica (ver Figura 2a). Para el mismo acero, y todavía en
zona austenítica, pero de baja ductilidad, la fractura fue también de carácter intergranular
con notable decohesión de los granos austeníticos, como se muestra en la Figura 2b
para la muestra ensayada a 850ºC. En la región bifásica (+) la superficie de fractura era
también intergranular, pero aparecían pequeñas cavidades alrededor de inclusiones de MnS
(ver Figura 2c). En este intervalo de temperaturas hubo probetas que mostraron una
fractura interdendrítica, las cuáles podrían estar asociadas a la presencia de inclusiones de
MnS en la superficie de las propias dendritas, como ilustra la Figura 2d [4]. Las grietas
encontradas sobre las palanquillas industriales de dicho acero tenían un aspecto similar. En
el acero D los modos de fractura son totalmente diferentes. A alta temperatura, en la zona
de alta ductilidad, la fractura ocurre por coalescencia de microcavidades, como muestra la
Figura 3a para la muestra ensayada a 800ºC. En la región bifásica, donde se pierde
ductilidad, la fractura es de nuevo intergranular pero con presencia de microcavidades poco
profundas, que aumentaban en fracción de volumen al disminuir la temperatura (ver Figura
3b). A más bajas temperaturas, por debajo de A 1 la ductilidad se recuperaba, y la fractura
de Nuevo ocurría por coalescencia de microcavidades.
4 DISCUSION
Como se ha comentado, se han observado notables diferencias en los comportamientos a
fractura de ambos aceros. En el intervalo de alta temperatura (T>A 3), solo el acero A
mostró baja ductilidad. Además, la mayor ductilidad de este acero fue solo ligeramente
superior al del acero D debido a que el valle de ductilidad del acero A es más profundo y
ancho que el del acero D.
En ambos aceros la Buena ductilidad de alta temperatura puede asociarse con el mecanismo
de recristalización dinámica. Así, la curva tensión – deformación de la figura 4 muestra que
la mejora de ductilidad se corresponde con temperaturas donde ya se inicia la
recristalización dinámica. Para el acero A esta temperatura corresponde a la más alta de las
ensayadas 1000ºC mientras que para el acero D esta temperatura fue 800ºC. La posible
causas del retraso en el inicio de la recristalización en el acero A puede radicar en el alto
contenido en azufre[5]. Así pues, la pérdida de ductilidad a temperaturas muy por encima
de A3 en el acero A sólo puede ser controlada por la presencia de inclusiones de MnS y/o
por la posible segregación de elementos residuales tales como Cu y Sn que son los que más
afectan negativamente la ductilidad. Los sulfuros presentes en el acero pueden fragilizar los
límites de grano austeníticos, promoviendo la coalescencia de las grietas que se van
formando a la vez que retrasan el inicio de la recristalización dinámica[6]. El resultado es
una fractura intergranular con el aspecto mostrado en la Figura 2b.
Adicionalmente hay que considerar una posible segregación a los límites de grano de Cu y
Sn. Algunos autores[7] han reportado que la segregación de estas impurezas disminuyen la
energía superficial de los límites de grano y aumenta la velocidad de formación de cavidades
y crecimiento de las mismas en los límites de grano. En este sentido el Cu parece producir
valles de pobre ductilidad más profundos [8], si bien es verdad que esto se ha reportado
para contenidos en Cu algo superiores a los del acero A del presente estudio. Por lo tanto,
en la zona austenítica, la combinación de inclusiones con una posible segregación de
impurezas puede promover una severa fragilización a alta temperatura con valores de
ductilidad del orden del 5%.
La falta de ductilidad en la zona bifásica puedes deberse a la aparición de una ferrita blanda
en los límites de grano austeníticos. Esta fase puede ver adelantada su aparición debido a la
deformación concurrente y por tanto puede aparecer a temperaturas por encima de A 3.
Como muestra la Figura 2c en el acero A, y de manera similar ocurre en el acero D, la
fractura intergranular ocurre en combinación con la coalescencia de microcavidades que se
forman y crecen alrededor de inclusiones de MnS. En este sentido, el acero A con mayor
volumen de inclusiones presenta peor ductilidad en este intervalo de temperaturas que el
acero D. La fractura intergranular ocurre porque la fase ferrítica recupera dinámicamente
con rapidez, provocando la concentración de la deformación en ella, y no en la austenita.
Es importante mencionar que un mecanismo de fallo adicional, decohesión interdendrítica,
tuvo lugar en algunas muestras del acero A tal y como se muestra en la Figura 5 para una
muestra ensayada a 700ºC. La superficie de las dendritas fue a su vez como la mostrada en
la Figura 2d. Este tipo de fractura tiene la misma morfología que las grietas tipo
“ midway” observadas en palanquillas agrietadas en caliente a temperaturas entre 70ºC a
100ºC por debajo de la temperatura solidus[4,9]. En esta región, el S y otros solutos
segregan entre las dendritas que van creciendo, disminuyendo localmente la temperatura
solidus. En combinación con Fe, el S forma FeS, que solidifica a 1200ºC. En este sentido la
relación Mn:S para el acero A puede no ser suficientemente alta para evitar la formación de
esta fase, promoviendo un agrietamiento en caliente (“ hot tearing” ) que forme
microgrietas internas que permanezcan incluso durante el ensayo y que den lugar
finalmente a decohesión interdendrítica.
5 CONCLUSIONES
La combinación de una alta fracción en volumen de MnS con una posible segregación de Cu
y/o Sn pueden promover notables pérdidas de ductilidad en caliente. El ancho de los valles
de pérdida de ductilidad parece estar controlado por la cantidad de partículas de MnS que a
su vez retardan el inicio de la recristalización. Por el contrario la profundidad del valle para
estar controlada por la segregación de Cy y Sn a los límites de grano austeníticos.
El agrietamiento en caliente durante la fase de producción del acero provocó la aparición de
decohesión interdendrítica. Una relación de Mn:S más alta en el acero A, habría ayudado a
reducir este fenómeno.
A temperaturas entre A1 y A3 la concentración de deformación en la ferrita precipitada sobre
límites de grano austeníticos parece ser la principal causa de pérdida de ductilidad en este
intervalo de temperaturas.
Agradecimientos
Los autores agradecen el apoyo del DURSI (beca FI y ACI) y la financiación recibida por el
proyecto MCYT (DPI2002-04479-C02). Agradecemos al CENIM y en especial al Dr. Medina
las facilidades ofrecidas para la preparación del acero D. Se agradece asimismo la
financiación recibida a través del programa CYTED
REFERENCIAS
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