PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS DE FASE DUAL DE GRANO ULTRAFINO

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1 PROPIEDADES MECÁNICAS DE ACEROS DE FASE DUAL DE GRANO ULTRAFINO 1 Quintana Hernández María José, 1 González Ojeda Roberto, 2 Verdeja González Luis Felipe, 2 Verdeja González José Ignacio. 1 Escuela de Ingeniería, Universidad Panamericana, Augusto Rodin #498, C.P , México D.F., México Teléfono: (52) ext E.T.S.I.M.O., Universidad de Oviedo, Independencia #13, C.P , Oviedo, España Teléfono: (34) mquintana@up.edu.mx, robglez@up.edu.mx, lfv@etsimo.uniovi.es RESUMEN. Los aceros de doble fase representan una excelente alternativa en la producción de piezas automotrices que combinan alta resistencia mecánica, resistencia al impacto y elongación elevada, que además se fabrican con aceros de baja aleación, lo que representa reducción de costos y estructuras resultantes que combinan martensita y ferrita con granos de tamaño ultrafino. Lo anterior se logra a través de un estricto control de las condiciones de laminación: velocidad de deformación, velocidad de enfriamiento y aplicación de temple directo. El trabajo presenta los resultados al ensayar mecánicamente dos tipos de acero de doble fase y caracterizarlos microestructuralmente. ABSTRACT. Double-phase steels are an excellent alternative in the production of automotive parts that require high mechanical resistence, high impact strength and elevated elongation. These materials are produced using low-alloy steels as a basis, reducing costs and resulting in a combination of martensite and ferrite structures with ultrafine grained sizes. These characteristics are accomplished through a strict control of rolling conditions: strain rate, cooling rate and direct quenching. This work presents the results of tension testing of two types of double phased steels, along with microstructural characterization. INTRODUCCIÓN Los aceros de doble fase (DP) además de presentar excelentes propiedades mecánicas, permiten la reducción en peso, sobre todo en aplicaciones automotrices, debido a la combinación de resistencia y elongación elevadas, excelente respuesta al impacto y, producto de lo anterior, la posibilidad de utilizar secciones más delgadas [1]. La microestructura de estos aceros suele estar constituida por una fase suave (normalmente ferrita) y dispersión de una fase dura (casi siempre martensita con rastros de bainita). Esta microestructura resulta mecánicamente en un comportamiento de cedencia suave, relación límite elástico / esfuerzo de tensión baja y elevada formabilidad [2]. La producción de estos aceros se logra mediante el uso de procesos termomecánicos de laminación en caliente a temperaturas cercanas a Ar3, en donde el estricto control de los parámetros de la laminación misma y la velocidad de enfriamiento permiten productos terminados que además presentan tamaños de grano cercanos a 1 µm, también conocidos como aceros de grano ultrafino (UFG) [3,4]. La resistencia de los aceros DP está relacionada con la cantidad de deformación plástica aplicada durante los procesos termomecánicos en la región intercrítica, debido a la formación de subestructuras en la ferrita. La ferrita epitaxial (fase que crece con procesos termomecánicos) es la causante de la mejora en el esfuerzo de tensión al incrementar las reducciones de área transversal durante el rolado, además esto se logra sin

2 pérdidas significativas en la ductilidad del material [5]. En este tipo de aceros, la reducción en el tamaño de grano tiene un efecto muy importante en el coeficiente de endurecimiento por deformación n de la ecuación de comportamiento plástico: n σ = Kε, el cual debe mantenerse en valores por encima de 0.1 para permitir el conformado de piezas finales [6,7]. Aunque el uso de elementos microaleantes (como Cr o Ni) puede resultar en un incremento en la resistencia, también tiene un efecto nocivo en la facilidad de conformado, lo que hace a los aceros de baja aleación (C, Si y Mn) atractivos para obtener la microestructura de grano ultrafino, así como la geometría de los productos finales (estampado, doblado, etc.) [8]. En esta investigación se analizan 2 aceros de doble fase y con tamaño de grano ultrafino para relacionar el porcentaje de fases (martensita y ferrita), así como su composición química de baja aleación con sus propiedades mecánicas, que resultan ser, muy adecuadas para la fabricación de piezas automotrices con alta relación resistencia / peso. se realizan aprox. 10 pasadas para reducir el espesor a 20 mm conservando una temperatura de C. 3. Espera. Antes de entrar al tren de acabado, el material se enfría hasta C. 4. Acabado. Consiste en un tren de bandas en caliente o semicontinuas (7 cajas). La temperatura desciende a 850 C, logrando espesores de 1.5 mm. 5. Enfriamiento controlado. Se utiliza agua pulverizada como medio de enfriamiento hasta alcanzar la temperatura de bobinado ( 600 C). Durante este enfriamiento tiene lugar la transformación parcial γ α (si la velocidad de enfriamiento aumenta, el porcentaje de ferrita disminuye). 6. Bobinado. La chapa es enrollada a una temperatura de 600 C, de modo que por debajo de ella la austenita no transformada lo haga en bainito-martensita. Es muy importante que el coiling window entre la zona ferrito-perlítica (superior) y la bainitomartensítica (inferior) coincida con la temperatura mencionada. Por debajo, ya bobinado el acero, la austenita no transformada lo haría en bainito-martensita. PROCEDIMIENTO La presente investigación se realizó sobre lámina de acero de 1.35 mm de espesor (t), de dos tipos de aceros doble fase (DP600 y DP780) cuya composición química se encuentra en los siguientes rangos: %C, %Si, %Mn, <0.015 %P y <0.010 %S. La chapa de acero se fabricó por el proceso termomecánico avanzado de laminación controlada (ATMCRP) en su estado bruto de laminación en las instalaciones de ArcelorMittal de Avilés (Oviedo, España). Este proceso consiste en el control de la velocidad y cantidad de deformación en la chapa a temperaturas y tiempos adecuados para lograr la microestructura dual, en los siguientes pasos: 1. Homogenización. Los slabs que se obtienen por colada continua que tienen mm de espesor, se mantienen a temperaturas de C para partir de estructuras recristalizadas. 2. Desbaste. En trenes de laminación reversibles (descascarillador y desbastador) Figura 1. Probeta del ensayo de tensión mostrando fractura y dirección de laminación Para fabricar las probetas de acero y determinar las características mecánicas del material, se siguieron las recomendaciones de la norma ASTM E8 04 (Standard Tension Testing of Metallic Materials) [9]. Se utilizó una máquina universal de ensayos de tracción marca INSTRON modelo 5583-Standard y un extensómetro con distancia calibrada de 50 mm, usando una velocidad de desplazamiento del bastidor de 10 mm/min hasta lograr la fractura total de las probetas (Figura 1). Para cada una de las composiciones (DP600 y DP780) se realizaron 2 ensayos de tracción comprobándose la repetibilidad del comportamiento mecánico. Además, se realizó el cálculo del coeficiente de endurecimiento por deformación n siguiendo las

3 recomendaciones de la norma ASTM E [10], para cada una de las probetas ensayadas. Para caracterizar microestructuralmente las muestras, se usó una cortadora metalográfica para seccionar las probetas y observar secciones longitudinales de las mismas, mediante técnicas tradicionales de lijado y pulido para lograr un acabado especular, y fueron luego atacadas en una solución de ácido nítrico al 2% (nital-2). La caracterización mediante microscopía óptica se realizó en un equipo Nikon Epiphot con objetivos de 10x, 20x y 40x. Por otra parte, la evaluación cuantitativa de los tamaños de grano tanto de la ferrita como de la martensita, se realizó utilizando un equipo de análisis de imágenes marca Buehler Omnimet conectado al microscopio óptico. RESULTADOS La figura 2 presenta las curvas esfuerzo deformación (ingenieriles) tanto para el acero DP600 como para el DP780. De la figura es evidente que el 780 presenta una mayor resistencia tanto a la cedencia como máxima cercanas a 800 MPa, mientras que el DP600, con resistencia cercana a 650 MPa tiene una mayor deformación total (A-%) antes de la fractura (tabla I). Esfuerzo [MPa] DP600 DP Deformación [%] Figura 2. Curvas esfuerzo ingenieril deformación ingenieril para ambos aceros DP600 DP780 S y (MPa) S max (MPa) A (%) S y /S max n Tabla I. Propiedades mecánicas de aceros de doble fase Además, en el acero DP600 el límite elástico está claramente marcado (esfuerzo umbral de activación para el movimiento de dislocaciones), mientras que para el DP780 fue necesario calcular la línea paralela a deformación de 0.2% para estimar el esfuerzo de cedencia. La figura 3 presenta la curva de la regresión lineal de la zona de deformación plástica entre el esfuerzo de cedencia y el esfuerzo máximo reales (logaritmos) para calcular el factor n (coeficiente de endurecimiento), al considerar linealidad en la ecuación: log σ = n logε + log K (1) siendo n la pendiente de la recta obtenida por mínimos cuadrados y cuyos valores se presentan en la tabla I. Ambos son superiores a 0.1 lo que indica un endurecimiento por deformación suficientemente elevado como para realizar operaciones de doblado o estampado, aunque el DP780 tiene un valor más alto debido a su mayor resistencia y a su menor plasticidad. log (σ) DP780 y = x R 2 = y = x R 2 = y = x R 2 = y = x R 2 = DP log (ε) Figura 3. Regresión lineal para el cálculo del coeficiente de endurecimiento n para ambos aceros, incluyendo ecuación de regresión y coeficiente de correlación (R2) Las figuras 4 y 5 presentan la microestructura (a), la identificación de fase por parte del equipo Buehler Omnimet (b), el histograma del tamaño de la fase ferrítica (c) y el histograma de la fase martensítica (d) en los aceros DP600 y DP780 respectivamente. Se observa que el acero DP600 tiene una microestructura relativamente equiaxiada y se nota ligeramente la laminación y elongación de algunos granos en sentido horizontal. Esta misma laminación es muy evidente en la estructura bandeada del DP780. La distribución de los tamaños de grano de ferrita indica que el tamaño de esta fase en el DP600 se aproxima a una normal con tamaño promedio entre 14 y 15 ASTM G, mientras que los granos

4 MEMORIAS DEL XVI CONGRESO INTERNACIONAL ANUAL DE LA SOMIM Figura 4. Metalografía cuantitativa de la microestructura (a) del acero DP600, identificación de fases (b), histograma del tamaño de grano de la ferrita (c) y cantidad porcentual de martensita (d). Figura 5. Metalografía cuantitativa de la microestructura (a) del acero DP780, identificación de fases (b), histograma del tamaño de grano de la ferrita (c) y cantidad porcentual de martensita (d).

5 del DP780 son combinaciones de grandes y pequeños, con tamaño promedio de ASTM G. Independientemente de lo anterior, la martensita (figuras 4d y 5d) en ambos aceros, al presentarse como una fase continua no permite determinar zonas delimitadas o granos y sólo es posible evaluar su fracción volumétrica: para el DP600 cerca del 20% y para el DP780 cerca del 45%. La figura 6 compara la microestructura de ambos aceros ensayados a tracción. Independientemente de la variación en la cantidad de martensita y de la estructura bandeada en el DP780, el tamaño de las zonas de ferrita es considerablemente más grande en el DP600 (figura 6a). Figura 6. Microestructura de probetas ensayadas a tensión: DP600 (a) y DP780 (b) DISCUSIÓN En estos aceros de baja aleación, el proceso de laminación ATMCRP logra, independientemente de la composición química del acero, estructuras de doble fase ferrita-martensita con distintas cantidades de martensita (en este caso entre 20 y 45%) o con granos de ferrita de tamaños diferentes (desde 14 hasta 18 ASTM G). En este proceso, la laminación controlada, el enfriamiento controlado y la aplicación de temple directo logran modificar los mecanismos de recristalización estática y dinámica de la transformación γ-α, así como los procesos no difusivos de la formación de martensita por enfriamiento acelerado. Comparando las figuras 2, 4d y 5d es evidente que el acero DP780 es más resistente que el DP600 debido a la mayor cantidad de martensita en su microestructura, ya que esta fase por su geometría es una efectiva barrera contra las dislocaciones en la deformación, mientras que la mayor plasticidad del DP600 se puede atribuir directamente a la mayor cantidad de ferrita y a un mayor tamaño de grano (figuras 4c y 5c). Al observar la curva esfuerzo-deformación (figura 2) cerca del límite de cedencia, el acero DP600 muestra inestabilidad en este punto (564 MPa), lo que indica que el proceso de deformación plástica del material está mayoritariamente controlado por la deformación de los granos de ferrita o de zonas ferríticas (como se observan en la figura 6a). Por otra parte, la suavidad en la curva del DP780 indica que la interacción entre la fase martensítica y ferrítica (dura y suave) resulta en una deformación plástica con un coeficiente n de 0.2 Este coeficiente de deformación plástica en ambos aceros es lo suficientemente elevado como para permitir procesos subsecuentes (doblado y estampado) de producción de piezas. En otros trabajos [11-14] se ha observado que un coeficiente n menor a 0.1 resulta en inestabilidad durante el proceso de laminado, así como durante la fabricación de piezas terminadas (especialmente automotrices). De lo anterior, el proceso de laminación controlada (ATMCRP) resulta muy atractivo para obtener productos en donde la relación S y /S max (tabla I) sea baja, resistencias máximas entre 650 y 800 MPa y deformaciones plásticas entre el 12 y 20%, específicamente diseñados para satisfacer aplicaciones o diseño de piezas ligeras y de alta confiabilidad mecánica. CONCLUSIONES El proceso de laminación controlada (ATMCRP) permite, sobre todo a través del templado directo de la chapa de acero, modificar la cantidad de martensita presente en los aceros de doble fase, así como el tamaño y distribución de los granos

6 suaves de ferrita, lo que resulta mecánicamente en productos terminados con resistencias máximas que pueden alcanzar los 800 MPa, lo cuál sólo es posible para un acero de baja aleación si la microestructura formada es de tamaño ultrafino (> 15 ASTM G). Otro de los aspectos importantes a considerar y que puede resultar en aceros de poca o nula aplicación práctica, es lograr que el coeficiente de endurecimiento por deformación n sea lo suficientemente elevado (>0.1) para evitar inestabilidades y defectos durante los procesos de doblado y estampado que se utilizan en la fabricación de piezas automotrices o de otras industrias. AGRADECIMIENTOS El presente trabajo no hubiera sido posible sin la colaboración del Departamento de Productos de la Bobina Caliente de Arcelor Mittal de Asturias, España, así como la ayuda de la Mtra. Bertha Mendieta en la revisión de figuras y gráficas. REFERENCIAS (1) K. Mukherjee, S.S. Hazra and M. Militzer. Grain Refinement in Dual-Phase Steels, Vol. 40A, Metallurgical and Materials Transactions A, (September 2009), págs (2) M. Mazinani and W.J. Poole. Effect of Martensite Plasticity on the Deformation Behavior of a Low-Carbon Dual-Phase Steel, Vol. 38A, Metallurgical and Materials Transactions A, (February 2007), págs (3) A.R. Salehi, S. Serajzadeh, S, A. Karimi Taheri. A study on the microstructural changes in hot rolling of dual-phase steels, Vol. 41, Journal of Materials Science, (2006), págs (4) T. Waterschoot, A.K. De, S. Vandeputte and B.C. De Cooman. Static Strain Aging Phenomena in Cold-Rolled Dual-Phase Steels, Vol. 34A, Metallurgical and Materials Transactions A, (March 2003), págs (5) E. Ahmad, M. Sarwar, T. Manzoor and N. Hussain. Effect of rolling and epitaxial ferrite on the tensile properties of low alloy steel, Vol. 41, Journal of Materials Science, (2006), págs (6) X. Liu, H. Lan, L. Du and W. Liu. High performance low cost steels with ultrafine grained and multi-phased microstructure, Vol. 52, Sci China Ser E-Tech Sci, (2009), págs (7) J.V. Laukonis and R.H. Wagoner. Plastic Behavior of Dual Phase Steel Following Plane-Strain Deformation, Vol. 16A, Metallurgical Transactions A, (1985), págs (8) W.J. Nam and C.M. Bae. Microstructural evolution and its relation to mechanical properties in a drawn dual-phase steel, Vol. 34, Journal of Materials Science, (1999), págs (9) E8-04, Standard Tension Testing for Metallic Materials, ASTM, (2004), USA. (10) E646-78, Standard Test Method for Tensile Strain-Hardening Exponents (n-values) of Metallic Sheet Materials, ASTM, (1978), USA. (11) N. Tsuji, I. Ito and Y. Saito. Strength and ductility of ultrafine grained aluminum and iron produced by ARB and annealing, Vol. 47, Scripta Materialia., (2002), págs (12) H. Beladi, G.L. Kelly and P.D. Hodgson. Ultrafine grained structure formation in steels using dynamic strain induced transformation processing, Vol. 52, International Material Review, (2007), págs (13) T. Furuhara T. Special Issue on Ultrafine Grained Steels, Vol. 48, ISIJ International, (2008), págs (14) Y. Okitsu, N. Takata and Y. Tsuji. A new route to fabricate ultrafine grained structures in carbon steels without severe plastic deformation, Vol. 60, Scripta Materialia, (2009), págs