EFECTO DEL ENDURECIMIENTO DE LA AUSTENITA SOBRE EL AFINO DE GRANO FERRÍTICO DE UN ACERO MICROALEADO AL Nb

Manuel Gómez ⁽¹⁾ Sebastián F. Medina⁽¹⁾

¹ Centro Nacional de Investigaciones Metalúrgicas (CENIM/CSIC), Avda. Gregorio del Amo, 8. 28040 Madrid, España. e-mail mgomez@cenim.csic.es www.cenim.csic.es

Mediante la simulación por torsión de ciclos de laminación, se ha determinado la temperatura de no-recristalización (T_nr) y las temperaturas de transformación de fase durante el enfriamiento (A_r3, A_r1) en un acero microaleado al Nb para diferentes condiciones de deformación (tiempo interpaso y deformación aplicada en cada paso de laminación). Las tres temperaturas críticas mencionadas han sido determinadas siguiendo el método de Jonas et al., que consiste en la representación gráfica de la tensión media de fluencia (MFS) frente a la inversa de la temperatura. Este método permite también determinar una magnitud conocida como "tensión acumulada", que es una manera sencilla y eficaz de cuantificar el progresivo endurecimiento de la austenita entre T_nr y A_r3 sin necesidad de realizar estudios metalográficos .Se ha encontrado que para aquellas condiciones de deformación en que la tensión acumulada al final de la laminación toma valores más altos (tiempos interpaso cortos y bajas deformaciones), el grano ferrítico final es más fino. A medida que se aumenta el tiempo interpaso o la deformación aplicada en cada paso, la tensión acumulada en la austenita disminuye, observándose un engrosamiento del grano ferrítico final. El intervalo de temperatura definido por T_nr y A_r3 establece los límites donde deberían efectuarse los últimos pasos de la laminación industrial con vistas a obtener una austenita con mayor tensión acumulada y por consiguiente una microestructura final más fina y mejores propiedades mecánicas.

Palabras clave: laminación en caliente, acero microaleado, endurecimiento de la austenita, afino de grano ferrítico.

INFLUENCE OF AUSTENITE STRENGTHENING ON FERRITIC GRAIN REFINEMENT FOR A Nb-MICROALLOYED STEEL

Using hot rolling simulation by means of hot torsion tests, non-recrystallization temperature (T_nr) and phase transformation temperatures during cooling (A_r3, A_r1) have been determined for a Nb-microalloyed steel under several deformation conditions (interpass time, pass strain). The three above mentioned rolling critical temperatures have been determined by application of the Jonas et al. method, consisting in the graphical representation of Mean Flow Stress (MFS) against the inverse of temperature. This method allows us to measure simultaneously a magnitude known as "accumulated stress", which is a simple and useful way of quantifying the progressive strengthening of austenite when deformed between T_nr and A_r3, without the need to perform metallographic studies. It has been found that for those rolling conditions where accumulated stress at the end of hot rolling has the highest values (shortest interpass times and lowest strains), final ferritic grain is finer. As long as the interpass time or the pass strain applied increases, accumulated stress drops and the final grain is coarser. The temperature interval limited by T_nr and A_r3 establishes the limits where the final industrial rolling steps should be accomplished in order to obtain a strengthened austenite, higher accumulated stress values and therefore finer final microstructures and improved mechanical properties.

Key words: hot rolling, microalloyed steel, austenite strengthening, ferrite grain refinement.

Recibido: Septiembre de 2004    Recibido en forma final revisado:Abril de 2005

Las temperaturas críticas durante la laminación en caliente del acero son la temperatura de norecristalización (T_nr) y las temperaturas de transformación de fase en enfriamiento (A_r3 y A_r1). T_nr es la temperatura por debajo de la cual la recristalización estática de la austenita comienza a ser inhibida y su valor indica si el final de la laminación se alcanza con una microestructura recristalizada o endurecida. A_r3 y A_r1 suponen los límites de temperatura entre los cuales puede concluir la laminación, bien en la región austenítica o en la intercrítica.

Los valores de estas tres temperaturas pueden determinarse mediante la simulación de sucesivos pasos de laminación y posterior representación gráfica de la tensión media de fluencia (MFS) frente a la inversa de la temperatura para cada paso [1, 2]. Además de estas temperaturas críticas, sobre la curva MFS también puede determinarse gráficamente la tensión acumulada en la austenita (Δσ) [3, 4], que es una magnitud que representa el progresivo endurecimiento de la austenita a medida que ésta va siendo deformada a temperaturas inferiores a T_nr.

La determinación para diferentes combinaciones de deformación aplicada y tiempo interpaso del valor de Δσ en el último paso de laminación y del tamaño de grano ferrítico final permitirá encontrar las condiciones de laminación que fomenten en mayor grado el afino de grano ferrítico beneficioso para la mejora simultánea de las propiedades mecánicas de resistencia y tenacidad.

El acero estudiado, cuya composición química se muestra en la tabla 1, es un acero microaleado con niobio y bajo contenido de carbono fabricado por refusión bajo electroescoria. La simulación termomecánica se llevó a cabo por medio de ensayos de torsión en caliente de múltiples pasos. Las probetas fueron austenizadas a 1250 ºC durante 10 min con el fin de disolver completamente los precipitados de Nb. Posteriormente, la temperatura fue rápidamente reducida hasta la correspondiente al primer paso (1150ºC), estableciendo una velocidad de enfriamiento de 25ºC entre pasos sucesivos hasta alcanzar el paso final a 675ºC. Se realizaron diversas simulaciones con valores de tiempo interpaso (Δt) de 20, 100 y 500 s y dos deformaciones (ε) de 0,20 y 0,35. La velocidad de deformación fue la misma para todos los casos (3,63 s^-1). El tamaño de grano ferrítico se determinó mediante el método de intersección lineal sobre probetas enfriadas desde 825 ºC.

Tabla 1. Composición química del acero utilizado (% contenido en masa)

En el ensayo de torsión se obtienen los valores del par aplicado frente al número de giros realizados sobre la probeta, que son transformados respectivamente a tensión y deformación equivalentes mediante el criterio de Von Mises [5]. De este modo es posible trazar curvas tensión-deformación como las de la figura 1, realizada con Δt = 20 s y deformación ε = 0,20. En esta figura, el valor de la tensión máxima alcanzada en cada paso muestra con una buena aproximación aquellos pasos en los que parecen haber ocurrido cambios que darán lugar a diferentes microestructuras en la evolución de la austenita y en su posterior transformación a ferrita.

Las temperaturas críticas se observan mejor en la figura 2, que representa la tensión media de fluencia (MFS) frente a la inversa de la temperatura absoluta (1/T). El valor de MFS se determina calculando por integración numérica el área bajo la curva tensión-deformación correspondiente a cada paso y dividiendo este valor por la deformación aplicada. A altas temperaturas, la austenita recristaliza completamente entre pasos y MFS describe una línea recta hasta llegar a T_nr. Para temperaturas menores, MFS sigue una recta de mayor pendiente porque la recristalización de la austenita es inhibida por la precipitación de carbonitruros de Nb. El inicio de la formación de ferrita establecido por A_r3 se localiza en el punto donde cambia de nuevo la pendiente y comienza el tramo final de la curva MFS, que puede asimilarse a una parábola cuyo mínimo correspondería a la temperatura de transformación eutectoide A_r1 [4]. Para temperaturas menores a T_nr, la austenita se endurece debido a su recristalización incompleta, acumulando una tensión Δσ cuya cuantía puede calcularse a cualquier temperatura comprendida entre T_nr y A_r3, midiendo la distancia vertical entre las dos rectas de regresión. El valor máximo de Δσ se alcanza en los instantes previos al comienzo de la transformación g ® a (T = A_r3). Si la austenita recristaliza completamente entre pasos hasta alcanzar A_r3 no existirá T_nr, por lo que solo habrá una línea de regresión y Δσ  tomará un valor nulo. La tabla 2 muestra que esto ocurre para las condiciones de deformación que favorecen la recristalización (Δt largos y ε elevadas).

Tabla 2 Temperaturas críticas, tensión acumulada y tamaño de grano ferrítico

Una vez conocidos los valores de las temperaturas críticas y de Δσ, se repitieron los ensayos de simulacióntomando esta vez una temperatura final de laminación superior a A_r3 (T = 825 ºC). Tras esto, las probetasfueron enfriadas en argón, se observó la microestructura ferrítica (figura 3) y se determinó el tamaño de grano ferrítico (Da en tabla 2). Como se aprecia en la figura 4, el grano ferrítico final es más fino cuanto mayor sea la tensión acumulada en la austenita al final de la laminación. Si Δσ es elevada, el grano de austenita está más deformado y aumentan la densidad de dislocaciones y el área específica de límites de grano, lo que supone un incremento de los lugares de nucleación de la ferrita. Podría suponerse que aquellas condiciones que hacen aumentar Δσ (Δt cortos y ε menor) [4] serán siempre las más beneficiosas para afinar el grano. Sin embargo, el papel de la deformación aplicada es complejo por la importante influencia del último paso de laminación sobre la microestructura final. Durante el enfriamiento inmediatamente posterior a la última deformación, la austenita no tiene apenas tiempo para recristalizar, de modo que para una Δσ  fija, el afino de grano se potencia cuanto mayor sea el valor de ε en el último paso.

Puede concluirse que, para un valor determinado de ε, cuanto mayor sea el valor de la tensión acumulada menor será el tamaño de grano ferrítico final. El uso de tiempos interpaso cortos siempre provoca un afino del grano ferrítico, pero el papel de la deformación aplicada es más complejo por la importante influencia del último paso de laminación sobre la microestructura final.

Los autores agradecen la financiación de la beca de D. Manuel Gómez, perteneciente al programa I3P del CSIC financiado por el Fondo Social Europeo y el apoyo económico prestado por la red RIACER del programa CYTED.

1. F.H. SAMUEL; S. YUE; J.J. JONAS.; K.R. BARNES: ISIJ Int., 30 (1990), p. 216-225.        [ Links ]

2. L.P. KARJALAINEN; T.M. MACCAGNO; J.J. JONAS: ISIJ Int., 35 (1995), p. 1523-1531.        [ Links ]

3. S.F. MEDINA; M.I. VEGA; M. CHAPA: Mater. Sci. Technol., 16 (2000), p. 163-170.        [ Links ]

4. M. GÓMEZ; S.F. MEDINA; A. QUISPE; P. VALLES: ISIJ Int., 42 (2002), p. 423-431.        [ Links ]

5. FAESSEL: REV. MÉTALL,. CAH.INF.TECH., (1976), p. 875-892.         [ Links ]