F. - SAM

CONAMET/SAM-2008
OBTENCIÓN DEL DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA PARA UN ACERO
DUAL PHASE
A. Artigas(1), P. Arel(1), F. Castro(1), S. Riveros(1,2), B. Schulz(1) y A. Monsalve(1)
(1) Dpto. Ingeniería Metalúrgica
Facultad de Ingeniería
Universidad de Santiago de Chile
[email protected]
(2) Kupfer Hnos S.A.
Aplicando técnicas de calorimetría diferencial de barrido se midieron las temperaturas A1 y A3 para dos
aceros Dual-Phase de composición química parecida. Posteriormente, a partir de experiencias de tratamientos
clásicos de transformación isotérmica de austenita subenfriada, se cuantificaron las diversas fases presentes en
el acero (martensita, ferrita, perlita y bainita), utilizando técnicas de microscopía óptica cuantitativa. Los
distintos tratamientos térmicos se llevaron a cabo en un horno de sales tras lo cual las probetas fueron
templadas en salmuera. Estas observaciones mostraron que en el caso del acero con mayor contenido de
carbono, la cinética de transformación se retrasa, desplazándose las curvas de transformación hacia la
derecha. Los resultados experimentales fueron comparados con los resultados provenientes del modelo de
Kirkaldy para la predicción de los diagramas de transformación isotérmica, comparación que se comenta en
detalle en el trabajo.
1. INTRODUCCIÓN
Los aceros dual-phase (DP) se caracterizan por
presentar dos fases: ferrita y martensita en una
proporción de 80 y 20% respectivamente. La ferrita
aporta ductilidad en tanto que la martensita confiere
mayor resistencia mecánica. Debido a la dilatación que
produce la formación de martensita a partir de
austenita, se generan dislocaciones en el límite entre
ferrita y martensita, lo que explica la desaparición del
llamado “fenómeno del punto de fluencia” (1). Además,
presentan una baja relación entre el esfuerzo de
fluencia y la máxima resistencia a la tracción (UTS) lo
que se manifiesta en una elevado índice de
endurecimiento por deformación. Estos aceros
presentan una gran aplicabilidad en la industria
automotriz y en la de línea blanca, en que son
deseables las propiedades mecánicas descritas (2). En la
figura 1 se muestran esquemáticamente las zonas en
que se utilizan aceros DP en la estructura de un
automóvil moderno.
Dado que la fabricación de los aceros DP se basa en la
realización de un tratamiento térmico que logre
precipitar una fracción apropiada de ferrita, en el
presente trabajo se traza experimentalmente el
diagrama de transformación isotérmica para un acero
DP de bajo contenido en carbono, a partir de una serie
de experiencias de tratamientos isotérmicos,
determinando en cada caso las fases presentes por
diferentes técnicas, así como las temperaturas de
cambio de fases.
Figura 1. Aplicación de los aceros DP en la
industria automotriz.
2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
A partir de un acero AWS-70S6, tabla 1,
disponible comercialmente y empleado por la
industria de la soldadura, se fabricaron probetas
de 30x10x2 mm. Estas muestras fueron
austenitizadas y enseguida sometidas a diferentes
tratamientos isotérmicos, con el fin de producir a
distintas temperaturas la descomposición de la
austenita a las fases, ferrita, perlita, bainita o
martensita, según corresponda en cada caso, de
acuerdo a la temperatura a la que se realice el
tratamiento térmico.
El tratamiento térmico de austenización se realizó en
un horno eléctrico convencional con capacidad de hasta
1.200ºC de temperatura. Cada probeta se mantuvo
durante cinco minutos a 1.000ºC, con el fin de
austenitizar completamente la estructura. Luego de la
austenitización, es necesario someter las probetas a un
tratamiento isotérmico a distintas temperaturas, para lo
cual se emplearon baños de sales, los cuales son
altamente efectivos por su estabilidad a largos tiempos.
Fue necesario el empleo de distintas sales debido a que
se requirieron distintas temperaturas para los
tratamientos isotérmicos. Finalmente, se analizó la
microestructura obtenida, cuantificando las fases
mediante el software Imagen Pro-Plus. Se utilizó para
ataque metalográfico el reactivo LePera, que permite
diferenciar la martensita de la ferrita y bainita. Una vez
que cada una de las muestras haya cumplido su tiempo
correspondiente en el baño de sales, se deben templar
en salmuera. El tamaño de grano austenítico de ambos
aceros fue ASTM 3-2,5. En la tabla 1 se muestran las
composiciones de los aceros estudiados.
Tabla 1. Composición
estudiados.
Acero 1
Acero 2
%C
0,07
0,09
química
%Mn
1,50
1,49
3.
MODELO
DIAGRAMAS IT
de
%Si
0,89
0,88
%P
0,02
0,02
PREDICTIVO
los
aceros
%S
0,02
0,02
DE
LOS
Kirkaldy propuso un modelo sencillo para la
generación de diagramas IT y CCT sobre bases
termodinámicas y cinéticas(3). Si la velocidad de
crecimiento isotérmico de un producto es V (T), no
considerando la geometría, el tiempo τIT para cualquier
volumen requerido de transformación está dado por:
τ IT =
(1)
cte
V (T )
La constante depende del número de núcleos, es decir,
del tamaño de grano austenítico, considerando que la
nucleación es preferente en los bordes de grano.
Los tiempos de inicio de la transformación de austenita
a ferrita (τF), a perlita (τP) y a bainita (τB) se pueden
expresar de acuerdo a Zaunders (4) como:
τF =
60% Mn + 2% Ni + 68%Cr + 244% Mo
N
I
(2)
3
6 ⋅ 2 8 ∆T exp(−23.500 / RT )
τP =
1,8 + 5,4(%Cr + % Mo + 4% MoNi )
N
6 ⋅ 2 8 ∆T 3 D
I
(3)
τB =
(2,3 + 10%C + 4%Cr + 19% Mo)10 4 I
(4)
N
6 ⋅ 2 8 ∆T 2 exp(−27.500 / RT )
El término D se obtiene a partir de:
1
1
0,5% Mo
=
+
D exp(−27.500 / RT ) exp(−37.000 / RT )
(5)
El parámetro I, de las ecuaciones es un factor
asociado a la fracción de volumen transformado y
viene dado por:
X
I=
∫X
2 (1− X )
0
dX
3
(6)
(1 − X )2 X 3
en que X corresponde a la fracción transformada(56)
.
4. RESULTADOS
4.1 Estimación de las temperaturas de cambio
de fase.
Las temperaturas de cambio de fase se
determinaron de tres formas: por calorimetría
diferencial de barrido, por el cambio de pendientes
durante el enfriamiento y mediante las ecuaciones
siguientes (3):
A1c(º C ) = 20,1(% Si ) − 17,8(% Mn ) + 712
(7)
A3c(º C ) = −254,4(%C ) + 51,7(% Si ) + 871
(8)
En la figura 2 se muestra una de las curvas
obtenidas por calorimetría diferencial de barrido,
en tanto que en la tabla 2 se muestran los
resultados de las temperaturas de cambio de fases
obtenidas para ambos aceros mediante las tres
técnicas propuestas. Como se aprecia, empleando
el mismo procedimiento, las temperaturas de
cambio de fase para cada acero difieren en no más
de un grado. Sin embargo, para un mismo acero,
las discrepancias entre un método y otro pueden
llegar a 21ºC. En este trabajo se dio más
credibilidad a los valores obtenidos mediante la
técnica DSC (calorimetría), debido a que las
ecuaciones 1 y 2 constituyen un ajuste basado en
datos empíricos y a la incertidumbre asociada a la
determinación de las pendientes de las curvas de
enfriamiento.
M
F
M
F
40 µm
Acero 1: 5 seg a 550ºC
40 µm
Acero 2: 5 seg a 625ºC.
M
F
F
M
40 µm
40 µm
Acero 2: 50 seg a 625ºC.
Acero 1: 50 seg a 550ºC
M
M
F
F
P
B
40 µm
40 µm
40 µm
Acero 2: 500 seg a 625ºC.
Acero 1: 100 seg a 550ºC
P
F
B
M
F
M
40 µm
40 µm
Acero 1: 1.000 seg a 550ºC.
Acero 2: 10.000 seg a 625ºC.
Figura 3. Microestructuras obtenidas para ambos aceros a distintos tiempos de tratamiento.
M: martensita; B: Bainita; F: ferrita; P:Perlita.
880
A3
Temperatura (ºC)
830
780
Fs predicción
Fs
730
680
A1
Ps predicción
630
Ps
580
Pf
530
Bs predicción
Ms
480
Bs
Bf predicción
430
0,1
1
10
100
1000
10000
Tiempo (s)
Inicio Ferrita
Inicio Perlita
Fin Perlita
Inicio Bainita
A3
A1
Ms
Inicio Perlita Predicción
Fin Perlita Predicción
Inicio Bainita Predicción
Fin Perlita Predicción
Inicio Ferrita Predicción
Figura 4. Diagramas TTT-IT obtenido con los datos experimentales más el uso del modelo de
Avrami y la predicción de Kirkaldy para el Acero 1.
930
A3
880
Temperatura (ºC)
830
Fs
predicción
780
Fs
730
680
A1
Ps predicción
Pf predicción
630
580
Ps
530
Bs
Bs predicción
Ms
480
Pf
Bf predicción
430
0,1
1
10
100
1000
10000
Tiempo (s)
Inicio Ferrita
Inicio Perlita
Fin Perlita
Inicio Bainita
A3
A1
Ms
Inicio Perlita Predicción
Fin Perlita Predicción
Inicio Bainita Predicción
Fin Bainita Predicción
Inicio Ferrita Predicción
Figura 5. Diagramas TTT-IT obtenido con los datos experimentales más el uso del modelo de
Avrami y la predicción de Kirkaldy para el Acero 2.
las curvas obtenidas experimentalmente como las
predichas a partir de las ecuaciones basadas en el
modelo de
Kirkaldy, mostradas con líneas
punteadas, para ambos aceros.
Figura 2. Curva obtenida por Análisis Térmico
Diferencial para la determinación de las temperaturas de
cambio de fase.
Tabla 2. Temperaturas de cambio de fase para los aceros
estudiados, obtenidas por distintas técnicas.
Técnica
A1 (ºC) A3 (ºC)
Acero 1
Ecuaciones
703
893
Curva
de
705
897
Enfriamiento
Calorimetría
696
875
Acero 2
Ecuaciones
703
893
Curva
de
704
896
Enfriamiento
Calorimetría
696
875
4.2 Estimación de la temperatura Ms.
La temperatura Ms de inicio de la precipitación de
martensita, se estimó a partir de la ecuación planteada por
Andrews:
Ms (º C ) = 539 − 423 (% C ) − 30 .4 (% Mn ) − 17 .7 (% Ni ) − 12 .1(% Cr ) − 7 .5(% Mo )
(9)
La tabla 3 muestra las diversas temperaturas de inicio de la
transformación martensítica obtenida.
Tabla 3. Temperaturas de inicio de la transformación
martensítica obtenidas.
Acero
Ms (ºC)
1
460
2
461
Hechos los tratamientos térmicos, se procedió a identificar
y a cuantificar las fases presentes, llevándose estos
resultados a un diagrama temperatura-tiempo-cantidad de
fases. En la figura 3 se muestran las microestructuras
obtenidas para ambos aceros para distintas temperaturas y
distintos tiempos de mantenimiento, pudiendo apreciarse la
presencia de martensita, perlita, ferrita y en algunos casos
de bainita.
Lo que se observa en los diagramas de las figura 4 y 5,
son las curvas de inicio y fin de la transformación, tanto
Se puede apreciar que los diagramas obtenidos
muestran diferencias entre un acero y otro, lo cual
es atribuible a las pequeñas diferencias en
composición química entre ambas aleaciones. El
elemento que posiblemente genera el retardo del
Acero 2 con respecto al Acero 1 es el carbono, ya
que al tener el Acero 2 un contenido de carbono
levemente mayor, su templabilidad aumenta,
desplazando las curvas hacia la derecha, tal como
puede verse en los diagramas obtenidos. En
ninguno de los dos casos se aprecia la curva
experimental de término de la transformación a
bainita, dado que no se llegó a obtener
experimentalmente
el
término
de
la
transformación de austenita.
Los valores obtenidos tanto experimentalmente
como a partir del modelo, para el tiempo de inicio
de la precipitación de ferrita a partir de austenita,
no llegan a concordar completamente debido a la
incertidumbre asociada a la determinación del
inicio de la transformación desde austenita a
ferrita. El modelo está planteado en términos de
que el inicio de la transformación está
representado por el 1% de fracción de austenita
transformada, en tanto que la determinación
experimental está asociada al momento en que se
detecta ferrita por primera vez, que puede que no
coincida con el 1%. En general los resultados
correspondientes al modelo aparecen adelantados
respecto de la curva experimental de inicio de
transformación a ferrita.
En cuanto a la concordancia entre las fracciones
experimental y predicha de perlita, las
discrepancias son mayores en el acero 1 que en el
2. Tal como se aprecia en las figuras 4 y 5, la
predicción del tiempo de inicio de transformación
a perlita, se retrasa respecto de la curva
experimental. Sin embargo, lo contrario ocurre
con la curva predicha para el término de la
transformación a perlita, en que la curva predicha
se adelanta respecto a la experimental.
En cuanto a las curvas correspondientes a la
precipitación de bainita, ya se ha mencionado que
no fue posible trazar una curva experimental para
el término de la transformación, debido a que no
se alcanzó en ninguna de las experiencias, el
máximo porcentaje de transformación desde
austenita a bainita. Tal como se aprecia en ambos
diagramas, la curva correspondiente a la
predicción de inicio de la transformación bainítica
aparece adelantada respecto de los resultados
experimentales, al revés de lo observado para la
transformación perlítica, en que la curva predicha se
retrasa respecto de la experimental.
de Ingeniería Metalúrgica, Facultad de Ingeniería,
Universidad de Santiago de Chile, Nº15, Julio
2007.
En general, en ambos aceros, las curvas de transformación
predichas muestran diferencias con las curvas de
transformación experimentales, siendo necesario un ajuste
en los modelos empleados para mejorar la concordancia
entre las curvas predichas y las obtenidas
experimentalmente.
2.- Vargas, J., “Obtención de Aceros Dual Phase
por Laminación en Caliente”, Ingeniería Civil
Metalúrgica,
Departamento
de
Ingeniería
Metalúrgica, Facultad de Ingeniería, Universidad
de Santiago de Chile, 2005.
5. CONCLUSIONES
3.- Doane, D.V. and Kirkaldy, J.S., “Hardenability
Concepts with Applications to Steel”, 1997, pp
145.ASM.
Se construyó un diagrama aproximado TemperaturaTiempo-Transformación Isotérmico para un acero Dual
Phase con un tamaño de grano austenítico 3-2,5
identificándose las curvas de transformación ferrítica,
perlítica y bainítica.
4.- Zaunders. N., Guo, Z., Miodownik, A.P. y
Schille G.P., “The Calculation of TTT and CCT
Diagrams for General Steels, pp. 2, 3. 2003.
Se obtuvieron las temperaturas críticas A1 y A3,
registrando 696 y 875 ºC respectivamente para ambos
aceros de estudio, basándose en la técnica DSC. Se
obtuvieron además las temperaturas de inicio de la
transformación martensítica.
Se observa que las curvas de precipitación de perlita y
bainita aparecen desplazadas hacia la derecha para el acero
con mayor contenido en carbono.
Para la transformación a ferrita, los resultados
correspondientes al modelo aparecen adelantados respecto
de los valores experimentales.
Para la transformación a perlita, el modelo se retrasa
respecto de los resultados experimentales para la curva
correspondiente al inicio de la transformación a perlita. Lo
contrario ocurre con las curvas de término de
transformación.
Para la transformación a bainita, la curva para el inicio de
la transformación bainítica aparece adelantada respecto de
la curva experimental.
A partir de lo anterior parece ser que el modelo de
Kirkaldy, no logra predecir las curvas de transformación
isotérmica de aceros de bajo contenido en carbono.
6. AGRADECIMIENTOS
Los autores agradecen a la DICYT-USACH y a
CONICYT (proyecto FONDECYT Nº 1060008), por el
apoyo prestado al presente trabajo
7. REFERENCIAS
1.- Monsalve A., Artigas A, Colás R., Houbaert Y.,
“Aceros Dual Phase, Su Historia, Fundamentos y
Posibilidades Futuras”, Revista Remetallica, Departamento
5.- Speich, G.R., “Physical Metallurgy of Dual
Phase Steels”, Fundamentals of Dual Phase Steels,
Edited by Kot, R.A and Bramfitt, B.L.,
Conference Proceedings The Metallurgical
Society of AIME, Febrero, 1981.
6.- Thomas, G. and Koo, J.T “Developments in
Strong, Ductile Duplex Ferritic-Martensitic
Steels”, Structure and Properties of Dual Phase
Steels, Edited by Kot, R.A and Morris J,W.,
Conference Proceedings
The Metallurgical
Society of AIME, Febrero, 1979.