DUCTILIDAD EN CALIENTE DE UN ACERO DE MEDIO CARBONO

J. Calvo¹, J. M. Cabrera¹, J. M. Prado^{1, 2}

¹Dpto. Ciencia de Materiales e Ingeniería Metalúrgica-UPC, Av. Diagonal 647, 08028 Barcelona

²Centro 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.

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 A₃ (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 (a+g) 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 A₁ 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>A₃), 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 A₃. 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

1. MINTZ, B., YUE, S. Y JONAS, J.J. Hot Ductility of Steels and Its Relationship to the Problem of Transverse Cracking During Continuous-Casting. International Materials Reviews 36, 187-217 (1991).        [ Links ]

2. CROWTHER, N.D. Y MINTZ, B. Influence of Carbon on Hot Ductility of Steels. Materials Science and Technology 2, 671-676 (1986).        [ Links ]

3. ANDREWS, K.W. Empirical formulae for the calculation of some transformation temperatures. Journal of the Iron and Steel Institute 721-727 (1965).        [ Links ]

4. BRIMACOMBE, J.K. The challenge of quality in continuous casting processes. Metallurgical and Materials Transactions B-Process Metallurgy and Materials Processing Science 30, 553-566 (1999).        [ Links ]

5. MINTZ, B., ABUSHOSHA, R., COMINELI, O. Y LOYOLA DE OLIVEIRA, M.A. The influence of sulphides on the hot ductility of steels. Thermec'97, 867-873 (1997).        [ Links ]

6. ABUSHOSHA, R., AYYAD, S. Y MINTZ, B. Influence of cooling rate and MnS inclusions on hot ductility of steels. Materials Science and Technology 14, 227-235 (1998).        [ Links ]

7. NACHTRAB, W.T. Y CHOU, Y.T. High-Temperature Ductility Loss in Carbon-Manganese and Niobium-Treated Steels. Metallurgical Transactions A-Physical Metallurgy and Materials Science 17, 1995-2006 (1986).        [ Links ]

8. COOPER, R.B. Y BURNS, T.H. How Copper and Sulfur Influence Hot Cracking of Carbon-Steel. Metals Engineering Quarterly 14, 41-44 (1974).        [ Links ]

9. LANKFORD, W.T. Some Considerations of Strength and Ductility in Continuous-Casting Process. Metallurgical Transactions 3, 1331-1357 (1972).         [ Links ]