Este capítulo describe los tratamientos térmicos tales como recocido completo, normalizado y esferoidizado desarrollados para producir una microestructura uniforme, mejorar la ductilidad, reducir tensiones residuales y/o mejorar la maquinabilidad de los aceros. Las microestructuras que se producen por estos tratamientos térmicos consisten en varias distribuciones de ferrita y cementita y, por lo tanto, se desarrollan durante tiempos relativamente largos de mantenimiento a temperatura y lentas velocidades de enfriamiento. Estas condiciones permiten la formación controlada por difusión de las microestructuras de ferrita y cementita. Los tratamientos térmicos se describirán en términos del diagrama Fe-C y de los diagramas de transformación discutidos en los capítulos anteriores. También se presentará la relación entre las propiedades mecánicas de las mezclas de perlita y ferrita y la composición del acero. Recocido completo y homogeneizado El término recocido se usa en un amplio sentido para referirse a cualquier tratamiento térmico que tiene por objetivo el desarrollo de una microestructura de baja dureza y alta ductilidad no martensítica. Esta definición de recocido es demasiado amplia y se desarrollaron y definieron un número más específico de tratamientos térmicos de recocido. El recocido completo (full annealing) es el tratamiento térmico resultante del calentamiento del acero dentro del campo monofásico austenítico seguido de un lento enfriamiento, usualmente en el horno, a través del rango crítico de transformaciones. Cuando el término recocido se usa en los aceros al carbono sin un adjetivo, se hace referencia al recocido completo. La Fig. 6.1 muestra los rangos de temperaturas para algunos tratamientos térmicos que involucran la austenización superpuestos con el diagrama Fe-C. Como se muestra, la temperatura para un recocido completo es función del contenido de carbono del acero, estando justo por encima de la temperatura A 3 para aceros hipoeutectoides y por encima de A 1 para aceros hipereutectoides. Las temperaturas críticas variarán en cierta medida con el contenido de los elementos aleantes del acero, pero no se altera el objetivo de calentar dentro del campo monofásico de la austenita para aceros con bajo y medio carbono, y dentro del campo de austenita-cementita para los aceros con alto contenido de carbono. La razón de calentar al acero hipereutectoide en el campo de dos fases es la de esferoidizar la cementita proeutectoide. Si tales aceros se calientan por encima de A cm, la cementita proeutectoide se formará durante el enfriamiento lento en los límites de grano de la austenita. La red de carburos resultante sobre los límites de grano de la austenita provee una condición de fractura frágil, lo cual produce una pérdida de ductilidad del acero a las tensiones de servicio o durante el conformado. La Fig. 6.2(a) muestra una red de carburos desarrollada en un acero SAE 52100 (acero para rodamiento de alto contenido de carbono) con 1% C y 1.5% Cr. La Fig. 6.2(b) muestra, en una estructura similar a la mostrada en la Fig. 6.2(a), como la fractura producida por una carga de impacto siguió la red de carburos a lo largo de los límites de grano de la austenita original. En la Fig. 6.2(b) el acero fue endurecido por temple desde el campo austenita-cementita y coexiste la martensita con la red de carburos. En la Fig. 6.3(a) se muestra una red de carburos formada durante el enfriamiento lento desde una temperatura superior a A cm en un acero 52100. En este caso, se formó perlita en lugar de martensita dentro de los granos de la austenita. Por lo tanto, el objetivo del recocido completo en los aceros de alto carbono en el campo austenita-carburos, es romper la red continua de carburos por coalescencia en partículas separadas de carburos. La fuerza impulsora para este 1
proceso es la reducción del área de interfase austenita-cementita y la reducción de la energía interfacial que acompaña a la esferoidización. La Fig. 6.3(b) muestra una red de cementita parcialmente esferoidizada. A pesar de que esta estructura se formó durante el austenizado para endurecimiento, el rango de temperaturas de austenizado para endurecimiento y para recocido completo es el mismo en aceros con alto contenido de carbono. Figura 6. 1- Porción del diagrama Fe-C con los rangos de temperatura para el recocido completo (full annealing), normalizado (normalizing), trabajado en caliente y homogeneizado (hot working and homogenizing). Figura 6. 2- (a) Red de carburos en los bordes de grano de la austenita primaria en un acero 52100. (b) Fractura a lo largo de carburos en los bordes de grano en un acero 52100. No sólo el rango de temperaturas de calentamiento es una parte importante del recocido completo sino que la lenta velocidad de enfriamiento asociada con el recocido es también una parte vital del proceso. El enfriamiento en el horno asegura que la austenita transforma primero a ferrita proeutectoide y luego a perlita a temperaturas cercanas a las de equilibrio A 3 y A 1. Como resultado, la ferrita será equiaxiada y de grano relativamente basto y la perlita tendrá un espaciado interlaminar grueso. Esta microestructura se caracteriza por sus bajas dureza y resistencia mecánica y gran ductilidad, siendo éstos los principales objetivos del recocido completo. Una vez que la austenita transforma completamente a ferrita y perlita, la 2
velocidad de enfriamiento puede incrementarse para reducir el tiempo de recocido y, por lo tanto, aumentar la productividad. Figura 6. 3- (a) Red de cementita proeutectoide en una microestructura normalizada del acero 52100. (b) Red de cementita residual luego de austenizar la microestructura de (a) a 850ºC para endurecimiento. Las partículas muy finas son de la esferoidización de la cementita de la perlita y las flechas apuntan a finos granos de austenita que se formaron durante el austenizado. La Fig. 6.1 también muestra el rango de temperaturas para el homogeneizado (homogenizing), un tipo de tratamiento de recocido que se efectúa usualmente en las primeras etapas del procesado del acero, previo a la laminación en caliente o al forjado, las cuales se realizan en el mismo rango de temperatura. El homogeneizado se lleva a cabo a altas temperaturas en el campo de fase austenítico a fin de acelerar la difusión de los elementos de segregación o eliminar los gradientes de concentración química que se producen durante la solidificación del lingote. Además, las segundas fases tales como los carburos se disuelven tanto como es posible. La uniformidad u homogeneidad resultante en la austenita no sólo mejoran la trabajabilidad en caliente, sino que también contribuyen a la uniformidad en la respuesta del acero a la subsecuentes operaciones de endurecimiento o recocido. Normalizado El normalizado (normalizing) es un tratamiento térmico que, de manera similar al recocido completo, produce una microestructura uniforme de ferrita y perlita. Sin embargo, hay algunas diferencias importantes entre el normalizado y el recocido. El normalizado en los aceros hipoeutectoides se realiza a mayores temperaturas que las usadas en el recocido, mientras que en los aceros hipereutectoides el rango de temperaturas de calentamiento es por encima de A cm (ver Fig. 6.1). En el normalizado, el enfriamiento es al aire en contraste con el lento enfriamiento en el horno del recocido completo. En la Fig. 6.4 se muestra el ciclo temperatura-tiempo para el normalizado en un acero hipoeutectoide. Las mayores temperaturas de austenizado usadas para el normalizado (30-80ºC por encima de Ac 1 ) comparadas con aquellas usadas para el recocido de aceros hipoeutectoides, producen una mayor uniformidad en la estructura y en la composición de la austenita similar al tratamiento de homogeneizado, aunque a temperaturas mucho más bajas y tiempos más cortos que aquellos usados para el homogeneizado. El tratamiento de normalizado refina el tamaño de grano de un acero que posee grano basto como resultado de haber sido calentado y trabajado a altas temperaturas, por ejemplo, por forja (1100-1200ºC). En la Fig. 6.5 se muestra el efecto del refinamiento de grano en el caso de un acero al carbono 0.5% C. Tal refinamiento de grano y homogeneización de la estructura mediante el normalizado se realiza a temperaturas ligeramente por encima de A C3 (900ºC) para mejorar las propiedades mecánicas o 3
para obtener estructuras más uniformes luego de un tratamiento de endurecimiento (temple). También puede aplicarse para mejorar la maquinabilidad de aceros de bajo carbono. Figura 6. 4- Ciclo temperatura-tiempo del normalizado. a, calentamiento; b, mantenimiento a la temperatura de austenizado; c, enfriamiento al aire; d, enfriamiento al aire o en horno. Figura 6. 5- Refinamiento de grano mediante normalizado en un acero al carbono 0.5% C. (a) En la condición de laminado o forjado con tamaño de grano ASTM 3 y (b) normalizado con tamaño de grano ASTM 6. Cuando se utilizan aceros colados es de especial importancia la aplicación del normalizado debido a que la baja velocidad de enfriamiento luego de la colada genera una estructura de granos bastos que generalmente contiene ferrita con estructura en agujas Widmannstäten (Fig. 6.6). Mediante el normalizado a 780-950ºC (dependiendo de la composición química) se elimina dicha estructura indeseable en aceros colados aleados y sin alear con 0.3-0.6% C. Por otro lado, luego del laminado en caliente, la estructura se encuentra normalmente orientada en la dirección de laminación (Fig. 6.7). Para eliminar la estructura orientada y obtener las mismas propiedades mecánicas en todas las direcciones se realiza el normalizado. También luego de la forja a altas temperaturas pueden generarse estructuras heterogéneas en la pieza debido a diferentes velocidades de enfriamiento especialmente cuando presentan variaciones en el tamaño de la sección transversal. Se usa el normalizado para obtener una estructura uniforme. El efecto del normalizado en la estructura dependerá de los procesos que sucedan durante el austenizado y del enfriamiento desde la temperatura de austenizado. Durante el austenizado se pretende disolver los carburos pero este proceso compite con el crecimiento del grano austenítico luego de la disolución completa de los carburos, lo cual no es deseable. También es importante para la estructura resultante luego del normalizado el grado de homogeneidad de la matriz austenítica. Tanto la disolución como la homogeneización son procesos de difusión que dependen del tiempo y la temperatura, que serán más lentos cuando 4
los caminos de difusión sean mayores (grandes diferencias locales en la concentración de carbono) y las velocidades de difusión menores (por ejemplo, con el aumento de los elementos de aleación). Por lo tanto, en especial en los aceros aleados, es conveniente que el normalizado se realice a bajas temperaturas de austenizado y mayores tiempos para evitar el crecimiento de grano austenítico. Como se muestra en la Fig. 6.8 la aplicación de altas temperaturas de austenizado generan estructuras austeníticas de tamaño de grano grueso, que a su vez, generará estructuras gruesas luego del normalizado. Figura 6. 6- Estructura de un acero colado (a) antes del normalizado y (b) luego del normalizado. Figura 6. 7- Estructura del acero DIN 20MnCr5 (a) luego de un laminado en caliente y (b) luego de un normalizado a 880ºC. Si un acero hipoeutectoide de tamaño de grano fino es enfriado rápidamente (al aire) desde el rango de austenizado, la ferrita proeutectoide nucleará en los bordes de grano de la austenita y expulsará carbono por difusión al centro de los granos hasta que se alcanza la temperatura de transformación luego de lo cual se produce la perlita en la austenita remanente. La estructura resultante de un acero al carbono 0.23% C enfriado al aire se muestra en la Fig. 6.9 (a). Sin embargo, si el tamaño de grano austenítico es relativamente grande comparado con el tamaño de la ferrita proeutectoide que está creciendo, durante el enfriamiento el centro en los granos de la austenita se volverán sobresaturados con respecto a la ferrita. Para aliviar esta sobresaturación, la ferrita proeutectoide nucleará y crecerá hacia el centro de los granos austeníticos incluso a pesar de que la energía de activación allí es mayor. Como resultado se formarán placas de ferrita proeutectoide Widmanstätten (Fig. 6.9 b). Este tipo de estructuras es común en aceros hipoeutectoides de grano grueso enfriados a velocidades cercanas a la crítica como en soldaduras o aceros forjados. 5
Figura 6. 8- Esquema que representa la influencia de la temperatura de austenizado en el tamaño de grano de la estructura de un acero eutectoide luego del normalizado. T 1 representa la temperatura típica de los normalizados. (a) (b) Figura 6. 9- Efecto del tamaño de grano austenítico en la distribución de la ferrita proeutectoide en un acero 0.23% C, 1.2% Mn luego del enfriamiento en aire desde (a) 900ºC (pequeño tamaño de grano austenítico) y (b) 1150ºC (gran tamaño de grano austenítico). En aceros hipereutectoides, el normalizado se realiza por encima de la temperatura A cm (30-80ºC por encima de Ac cm ) no sólo para refinar el tamaño de grano austenítico sino también para disolver los carburos y las redes de carburos que pudieron haberse desarrollado durante el procesado previo. La estructura normalizada que resulta responde más fácilmente a los tratamientos de esferoidizado para una buena maquinabilidad y/o provee una mejor respuesta a los subsecuentes tratamientos de endurecimiento. Es posible que una red continua de carburos pueda desarrollarse durante el enfriamiento desde una temperatura de normalizado superior a A cm y regenere una microestructura frágil. Sin embargo, durante el subsecuente austenizado para endurecimiento, los carburos de la red se aglomeran o 6
esferoidizan (ver Fig. 6.3b) y mejora así la tenacidad a la fractura en relación a la microestructura con una red de carburos. El enfriamiento en aire del tratamiento de normalizado produce una sutil pero significativa diferencia en la microestructura cuando se la compara con la del recocido completo. La Fig. 6.10 muestra esquemáticamente que la velocidad de enfriamiento al aire disminuye el rango de temperaturas sobre el cual se forman la ferrita proeutectoide y la perlita comparado con el rango de transformación del recocido completo. Como resultado, tanto el tamaño de grano de la ferrita como el espaciado interlaminar de la perlita son más finos cuando se los compara con aquellos del mismo acero pero en la condición de recocido completo. La microestructura más fina de un acero normalizado tiene mayor dureza y resistencia mecánica y una ligera pérdida de ductilidad con respecto a la de un acero con recocido completo. Figura 6. 10- Ciclos tiempo-temperatura esquemáticos para recocido completo y normalizado sobrepuestos sobre los rangos de transformación de la austenita a la ferrita y perlita. El enfriamiento al aire del normalizado produce un rango de velocidades de enfriamiento que dependerá de la sección de la pieza. Las secciones gruesas se enfrían al aire a menor velocidad que las secciones delgadas a causa del mayor tiempo que se requiere para disminuir la temperatura de la porción central de la pieza lo cual dependerá de la conductividad térmica del acero. Dos consecuencias importantes surgen del efecto del tamaño de la sección sobre la velocidad de enfriamiento. En secciones muy gruesas, la superficie se enfriará a velocidades significativamente mayores que en el interior y la transformación de la austenita y la consecuente expansión de volumen ocurrirán primero en la superficie. Posteriormente, la transformación y la expansión de volumen en el interior introducirán tensiones residuales. En cambio, en secciones muy delgadas, especialmente en aceros aleados endurecibles, el enfriamiento al aire puede ser lo suficientemente rápido para producir una microestructura de bainita o martensita en vez de ferrita-perlita. Debe tenerse cuidado de que la velocidad de enfriamiento dentro de la probeta se encuentre en el rango correspondiente a la transformación de la estructura ferrita-perlita. Para verificar esto se pueden utilizar los diagramas TEC para el grado de acero en cuestión. En la Fig. 6.11 se muestra como ejemplo el diagrama TEC para el acero sin aleación DIN Ck45 generado con barras de distintos diámetros enfriadas al aire y se observa que se logra una estructura ferrita-perlita para todos los diámetros. Por otro lado, en la Fig. 6.12 el acero aleado 7
DIN 55NiCrMoV6 enfriado de la misma manera en aire transformará a martensita y bainita. En este caso, para obtener estructuras ferrita-perlita luego del normalizado será necesario usar una velocidad de enfriamiento menor del orden de 10ºC/h, es decir, un enfriamiento en horno. Figura 6. 11- Diagrama TEC del acero sin alear DIN Ck45 (austenizado a 850ºC) donde las curvas de enfriamiento fueron medidas en el centro de barras redondas de diferentes diámetros enfriadas al aire. Figura 6. 12- Diagrama TEC del acero aleado DIN 55NiCrMoV6 (austenizado a 950ºC) donde las curvas de enfriamiento fueron medidas en el centro de barras redondas de diferentes diámetros enfriadas al aire. Esferoidizado La condición más dúctil y blanda de cualquier acero está asociada con una microestructura consistente en partículas de carburo esféricas uniformemente dispersas en una matriz de ferrita. Los tratamientos térmicos que producen carburos dispersos en la ferrita se denominan esferoidizados o recocido de esferoidizado (spheroidizing, o también llamados soft annealing). La Fig. 6.13 muestra una microestructura esferoidizada de un acero 0.66C-1Mn. La alta ductilidad de tales microestructuras está directamente relacionada con la matriz continua 8
de la ferrita y las partículas de carburos separadas y aglomeradas que ofrecen poca resistencia a la deformación. La buena ductilidad de la microestructura esferoidizada es importante para aceros de bajo y medio contenido de carbono que son deformados en frío, y la baja dureza lo es para aceros de alto contenido de carbono y aceros para herramientas que sufren un mecanizado significativo previo al endurecimiento final. Las microestructuras esferoidizadas son las más estables que pueden encontrarse en los aceros y se forman a partir de cualquier estructura previa que sea calentada a temperaturas lo suficientemente altas y en tiempos suficientemente largos para permitir la difusión necesaria para el desarrollo de partículas esféricas de carburo. Por lo tanto, hay diferentes tratamientos térmicos para producir una microestructura esferoidizada. El esferoidizado más lento está asociado con microestructuras perlíticas, especialmente aquellas con gran espaciado interlaminar. La Fig. 6.14 muestra el porcentaje de carburos que fueron esferoidizados en perlitas finas y gruesas durante una transformación isotérmica de un acero 0.74C-0.71Si entre 700 y 580ºC, seguido por un recocido a 700ºC. Se observa que se requieren muchos cientos de horas para esferoidizar una estructura perlítica. El esferoidizado es más rápido si los carburos están inicialmente en forma de partículas discretas, como en la bainita, y aún más rápido si la estructura de comienzo es la martensita. El esferoidizado de una estructura martensítica se realiza frecuentemente en aceros para herramienta de alta aleación que forman martensita durante el enfriamiento al aire. En la Fig. 6.15 se muestran esquemáticamente posibles ciclos de temperatura-tiempo para el esferoidizado. El ciclo (c) oscilante se utiliza para acelerar la transformación de la cementita laminar a la forma globular. Aumentando la temperatura por encima de Ac 1 se facilita la disolución de la cementita laminar. Durante el enfriamiento posterior por debajo de Ac 1, el proceso de disolución se interrumpe y las partículas que se separaron de las láminas, esferoidizan más fácilmente y más rápido. Figura 6. 13- Microestructura esferoidizada en un acero Fe-0.66% C-1% Mn formada mediante el calentamiento de la martensita a 700ºC durante 24 h. Micrografía óptica. Las microestructuras esferoidizadas son estables porque la ferrita está generalmente libre de deformación y porque la forma esférica de la cementita es la que representa la menor área interfacial por unidad de volumen de partícula. Las partículas de cementita laminar, presentes en la perlita, tienen un gran área interfacial por unidad de volumen de partícula y, por lo tanto, una alta energía interfacial. En orden de reducir la energía interfacial, las láminas o placas de cementita se rompen en pequeñas partículas que eventualmente asumen forma esférica. La Fig. 6.16 representa el proceso de rotura de una lámina obtenida mediante una serie de cortes de una muestra recocida durante 150 h a 700ºC. Una vez que las láminas se rompieron, las partículas esféricas pequeñas se disuelven y las partículas grandes crecen impulsadas por la reducción de la energía interfacial. La siguiente ecuación describe la velocidad de engrosamiento de la microestructura esferoidizada: 9
2 eff dr 2.. VFe C. X c. Dc 1 1 3 ( ) (Ec. 6.1) dt V Fe. R. Tr1 r r1 donde es la energía interfacial, V Fe3C y V Fe son los volúmenes molares de cementita y ferrita; eff X c es la fracción molar de carbono en equilibrio con la cementita en la ferrita; D c es el coeficiente efectivo de difusión del carbono; R es la constante de los gases, T es la temperatura absoluta en grados Kelvin; r 1 es el radio de las nuevas partículas formadas; y r es el radio promedio de las partículas ya esferoidizadas. La ecuación 6.1 muestra que la velocidad de esferoidizado está directamente relacionada con la difusión del carbono en la ferrita y decrece a medida que aumenta el tamaño promedio de las partículas esferoidizadas. Por lo que los elementos aleantes que retrasan la velocidad de difusión del carbono en la ferrita y los elementos fuertes formadores de carburos que deberán difundir para el engrosamiento de las partículas de carburos, retrasarán a su vez la velocidad del proceso. En la Fig. 6.17 las micrografías muestran el efecto del tiempo de esferoidizado en la estructura de un acero hipereutectoide. Figura 6. 14- Porcentaje de estructura esferoidizada en función del tiempo de recocido a 700ºC para perlita fina, media o gruesa en un acero con 0.74% C y 0.71% Si. Figura 6. 15- Ciclos temperatura-tiempo del recocido de esferoidización. (a) Recocido a 20ºC por debajo de Ac 1 para aceros sin alear y para aceros aleados con estructuras bainíticas y martensíticas. (b) Recocido a 10ºC por encima de Ac 1 (comienzo) y disminución de la temperatura hasta 30ºC por debajo de Ac 1 para aceros aleados, (c) Recocido en ciclos ±5ºC alrededor de Ac 1 para aceros hipereutectoides. 10
El grado de esferoidización posee gran influencia en la tensión máxima, la tensión de fluencia y la elongación como se muestra en la Fig. 6.18 para un acero eutectoide sin aleación DIN C75. La dureza luego del tratamiento dependerá del tiempo y de la temperatura en la que se realizó el mismo (Fig. 6.19). Figura 6. 16- Representación de la esferoidización parcial de una lámina de cementita gruesa en una perlita en un acero altamente aleado con Si y recocido por 150 h a 700ºC. (a) (b) (c) (d) Figura 6. 17- Efecto del tiempo de esferoidizado en un acero 1.35C-0.12Si-0.45Mn normalizado desde 900ºC calentado a 700ºC por los tiempos indicados y enfriado a 100ºC/h: (a) 0h (HV 320), (b) 8h (HV 245), (c) 16h (HV 235) y (d) 32h (HV 225). 11
Figura 6. 18- Cambios en la tensión máxima, tensión de fluencia y la elongación con el aumento del grado de esferoidización para un acero sin alear eutectoide DIN C75. Figura 6. 19- Valores de dureza de un acero sin alear con 0.89% C luego de un recocido de esferoidización de acuerdo al tiempo y temperatura del proceso. Recocido de recristalización El recocido de recristalización (recrystallization annealing) es un tratamiento subcrítico que se aplica usualmente para restaurar la ductilidad de los productos trabajados en frío. Puesto que este tratamiento térmico se realiza en el campo bifásico de ferrita y cementita del diagrama Fe-C no se producen transformaciones de fases que acompañen a los cambios microestructurales. Generalmente, la microestructura de los aceros de bajo y medio carbono previa al trabajado en frío es esferoidizada o mayoritariamente ferrítica con pocas cantidades de perlita, ambas microestructuras muy dúctiles. La ferrita en estas microestructuras es equiaxiada y libre de deformación. El trabajado en frío deforma o endurece por trabajado la ferrita, alargando sus granos en la dirección del trabajado e introduciendo una alta densidad de imperfecciones cristalinas dentro de éstos. Durante el calentamiento, la alta energía de deformación de la ferrita conduce primeramente a la recuperación, un mecanismo por el cual algunas de las imperfecciones cristalinas se eliminan o se reordenan dentro de nuevas configuraciones, y eventualmente impulsa la recristalización, un proceso donde nuclean y crecen nuevos granos equiaxiados libres de deformación en la ferrita deformada. El resultado 12
final del proceso de recocido subcrítico es la restauración de la ductilidad de la microestructura deformada la cual es nuevamente capaz de sufrir una deformación en frío significativa. La Fig. 6.20 muestra el efecto del trabajado en frío y del recocido de recristalización en una chapa de acero de muy bajo carbono (0.003%). A causa del bajo contenido en carbono no hay carburos visibles y las únicas partículas de segundas fases que se observan son inclusiones de óxidos y sulfuros. La Fig. 6.20(a) muestra la microestructura deformada producto de una reducción del espesor del 60% en la chapa mediante laminación en frío. Es claramente visible la estructura de granos elongados y, a pesar de que no se resuelve la subestructura de dislocaciones en el microscopio óptico, la misma es evidente a través del ataque metalográfico irregular. La Fig. 6.20(b) muestra el mismo acero después de que el 80% de la estructura recristalizó mediante un recocido a 540ºC durante 2 h. Los granos de ferrita recristalizados son bastante finos y equiaxiados y el ataque metalográfico no muestra evidencia de deformación. El tercer estado del proceso de recocido, el crecimiento de grano, no se desarrolló en el ejemplo mostrado en la Fig. 6.20. El calentamiento prolongado más allá del punto de recristalización podrá causar tal crecimiento de grano. Este proceso es impulsado por la reducción del límite de grano o de la energía interfacial lo cual es posible gracias al aumento del tamaño de grano. Por otro lado, a medida que el porcentaje de trabajado en frío aumenta, y así la densidad de dislocaciones, la recristalización ocurre a menores temperaturas y en tiempos más cortos. También, es menor el período de incubación y se producen tamaños de grano recristalizados menores. Además, el tamaño de grano previo al trabajado en frío afecta la velocidad de nucleación. Para iguales porcentajes de trabajado en frío se produce mayor endurecimiento por deformación cuando el tamaño de grano es pequeño. Por lo tanto, cuanto menor sea el tamaño de grano inicial, menor será la temperatura de recristalización y más corto el período de incubación (Fig. 6.21) debido a que hay mayor cantidad de sitios de nucleación. Figura 6. 20- Recristalización por recocido. (a) Microestructura de una acero 0.003% C laminado en frío 60%. (b) Microestructura del acero laminado en frío luego de un recocido a 540ºC por 2 h. Cerca del 80% de la microestructura trabajada en frío recristalizó a finos granos equiaxiados de ferrita. Micrografías ópticas. Laminado en frío y recocido de chapas de acero La sección anterior introdujo el tema del recocido de aceros trabajados en frío. Esta sección describe en mayor detalle el proceso de laminado en frío y recocido de chapas de acero. Estos aceros deben poseer excelente formabilidad y superficies de alta calidad, requerimientos que mejor se satisfacen con aceros de bajo carbono con microestructuras mayoritariamente ferríticas. 13
Los aceros para chapas se funden como lingotes y se laminan a placas o son colados en forma continua a placas. Estas placas luego se laminan en caliente no sólo para obtener dimensiones apropiadas sino también para establecer una estructura que al final proveerá buenas propiedades en la chapa laminada en frío y recocida. Por ejemplo, un acero calmado con aluminio que desarrolla una buena estructura cristalográfica para embutido profundo debe terminarse por laminación a temperaturas relativamente altas, alrededor de 890ºC y enfriarse rápidamente con rocío de agua a una temperatura del orden de los 580ºC. Esta práctica mantiene al Al y al N en solución sólida durante el bobinado y la subsecuente laminación en frío. Durante el recocido de la chapa laminada en frío, precipitan las partículas de AlN y promueven la formación de una textura de recristalización cúbica (111)110. Con la mayoría de los granos en esta orientación, la chapa de acero resiste el adelgazamiento y la fractura a lo largo del espesor en las subsecuentes operaciones de embutido profundo. Los aceros ferríticos de bajo carbono son muy dúctiles a temperatura ambiente y las dislocaciones helicoidales pueden deslizar transversalmente y cruzarse en respuesta al laminado en frío. A medida que la chapa se lamina en frío, se forma una subestructura de dislocaciones caracterizada por paredes de dislocaciones y celdas libres de dislocaciones intermedias. Con el incremento del trabajado en frío, el tamaño de las celdas decrece y las paredes comienzan a definirse mejor. La Fig. 6.22 muestra la subestructura de dislocaciones formada en un acero calmado con aluminio después de una deformación en tracción del 5 y 10%, y la Fig. 6.23 muestra el tamaño de las celdas en función de la deformación en tracción. El tamaño de las celdas disminuye lentamente con el aumento de la deformación y se aproxima a un valor constante. El acercamiento a un tamaño mínimo de las celdas se atribuye a la recuperación dinámica y a la aniquilación de dislocaciones a grandes deformaciones. Figura 6. 21- Efecto del tamaño de grano en la cinética de cristalización. La Fig. 6.24 muestra la microestructura de un acero 0.08C-1.45Mn-0.2Si de bajo carbono después de un laminado en frío con una reducción del 50% y después de recocido a 700ºC durante 20 min. La microestructura inicial de este acero contiene pequeñas cantidades de perlita. En la Fig. 6.24(a) se observa que las colonias perlíticas están deformadas y alargadas junto con los granos de ferrita. El recocido causa que la ferrita deformada recristalice en granos equiaxiados libres de deformación y las colonias de perlita deformadas se esferoidicen dentro de disposiciones de finas partículas esféricas de carburos (Fig. 6.24(b)). En la Fig. 6.25 se muestra la cinética de recristalización para un acero 0.08% C laminado en frío con una reducción del 50% y recocido a distintas temperaturas. La cinética se caracteriza por un periodo de incubación durante el cual nuclean granos libres de 14
deformación, pero en este caso la recristalización procede tan rápidamente que sólo a la menor temperatura de recocido (650ºC) la curva toma forma de S. La energía de activación determinada a partir del tiempo requerido para alcanzar el 50% de recristalización en las distintas temperaturas fue de 226 kj/mol (54 kcal/mol), cercana al valor de la energía de activación para la difusión del Fe en la ferrita bcc. Esta observación es consistente con el mecanismo de transferencia de átomos de Fe desde granos deformados a granos libres de deformación a través de la interfase de las dos estructuras. A una temperatura de recocido de 760ºC, en el campo bifásico ferrita-austenita, ocurre la formación de la austenita y la recristalización. La Fig. 6.26 muestra una probeta parcialmente recristalizada de un acero C-Mn-Si con una reducción por laminación en frío del 50% el cual se mantuvo a 760ºC durante 10 s. La austenita nuclea en los límites de grano entre granos de ferrita deformados, entre granos recristalizados y sin recristalizar y también puede darse sobre partículas de cementita esferoidizada. Figura 6. 22- Subestructura de dislocaciones en un acero de bajo carbono con 0.05% C, 0.29% Mn y 0.03% Al. (a) Probeta deformada 5% en tensión. (b) Probeta deformada 10% en tensión. Micrografías electrónicas de transmisión. Figura 6. 23- Tamaños de las celdas de dislocaciones en función de la deformación verdadera en un acero de bajo carbono y en hierro deformado en gran medida. Los experimentos de recocido anteriores se realizaron a escala de laboratorio en baños de sales. A escala industrial se utilizan dos métodos de recocido: recocido en caja o recocido 15
continuo (Fig. 6.27). En el proceso de recocido en caja o campana, se coloca un horno alrededor de las bobinas de chapas. La gran masa de acero se calienta y enfría muy lentamente y el proceso requiere varios días para su finalización. El tamaño de los granos recocidos es grueso y la lenta velocidad de enfriamiento asegura que todo el carbono disuelto durante el recocido precipite durante el enfriamiento como partículas gruesas de carburos. Resulta así un acero con excelente ductilidad, aunque se desarrolla alguna falta de uniformidad a causa de la diferente historia térmica entre el interior y el exterior de la bobina. Figura 6. 24- Microestructura de un acero 0.08% C-1.45% Mn-0.21% Si. (a) Laminado en frío 50%. (b) Recocido a 700ºC por 20 min. Micrografías ópticas. Figura 6. 25- Porcentaje en volumen de la ferrita recristalizada en un acero 0.08% C-1.45% Mn-0.21% Si laminado en frío en función del tiempo en un baño de sales a las temperaturas indicadas. Durante el recocido continuo las bobinas de acero laminado en frío están desenrolladas y el acero pasa a través de un horno de dos etapas en tiempos del orden de unos pocos minutos. En la primera etapa el acero se calienta hasta que se alcanza la recristalización y se disuelve el carbono. En la segunda etapa el calentamiento se realiza a una temperatura menor para producir un sobre-envejecimiento del acero a través de la remoción del carbono que está en solución y que precipitará como partículas gruesas de carburos. Sin esta etapa, el acero se enfriaría demasiado rápido y retendría el carbono en solución sólida. Este carbono causaría eventualmente envejecimiento por deformación o por temple (como se describirá más abajo) y se reduciría la capacidad de conformado de la chapa. En la Fig. 6.28 se muestran varias propuestas para los procesos de sobre-envejecimiento. Las líneas de recocido continuas 16
pueden usarse ya sea para calentamiento subcríticos o intercríticos, con lo cual pueden producirse aceros dual-phase de alta resistencia mecánica como así también aceros recocidos. Figura 6. 26- Microestructura parcialmente recristalizada de un acero 0.08% C-1.45% Mn-0.21% Si. La flecha negra apunta a la austenita adyacente a los granos recristalizados y las flechas blancas apuntan a la austenita formada en los bordes entre granos de ferrita deformados. Micrografía óptica. Figura 6. 27- Comparación de (a) recocido en caja y (c) recocido continuo relacionados con (b) la región de bajo contenido de carbono del diagrama de equilibrio Fe-Fe 3C. Figura 6. 28- Varios procesos propuestos para el sobre-envejecimiento y la remoción del carbono en solución sólida de la ferrita en aceros de bajo carbono sometidos a un recocido continuo 17
Envejecimiento por deformación y por temple La sección ampliada de la porción del diagrama Fe-C rica en hierro (Fig. 1.4) muestra que la solubilidad del carbono en la ferrita disminuye desde un máximo de 0.0218% p/p a 727ºC a una cantidad despreciable a temperatura ambiente. De forma similar, un máximo de 0.093% p/p de nitrógeno se disuelve en la ferrita a 585ºC pero su solubilidad también decrece con la temperatura. Así, durante el calentamiento, el carbono y el nitrógeno se disuelven en la ferrita y durante el enfriamiento, dependiendo de la velocidad, pueden quedar retenidos en solución sólida, segregar a los límites de grano o a las dislocaciones o precipitar como partículas de carburos o nitruros. Esto origina dos fenómenos de envejecimiento que causan aumento en la resistencia mecánica, disminución de la ductilidad y fluencia discontinua. Uno es el envejecimiento por deformación que está asociado con la segregación de átomos intersticiales en los campos de deformación de las dislocaciones. La fuerte interacción de los átomos con las dislocaciones previene su movimiento cuando se aplica una tensión y se dice que las dislocaciones están inmovilizadas o ancladas. El otro tipo de envejecimiento es por temple y se debe a la precipitación de carburos y nitruros desde la ferrita sobresaturada de átomos intersticiales atrapados por el enfriamiento rápido desde altas temperaturas. La Fig. 6.29 muestra esquemáticamente el efecto del envejecimiento por temple en los primeros estadios de fluencia en un acero de bajo carbono con recocido intercrítico y temple. El recocido intercrítico convierte parte de la microestructura en islas de austenita las cuales durante el temple transforman a martensita. La ferrita retenida durante el recocido intercrítico luego del temple queda sobresaturada de átomos de carbono. La microestructura resultante consiste en ferrita y martensita. Los aceros en esta condición se llaman aceros dual-phase y sus microestructuras y propiedades se discutirán en mayor detalle en el capítulo 12. La ferrita inmediatamente circundante a las islas de martensita contiene una alta densidad de dislocaciones generada por la transformación de la austenita a la martensita. Estas dislocaciones no están ancladas y son libres para deslizarse a bajas tensiones. En la Fig. 6.29 se muestran esquemáticamente la baja tensión de fluencia, la alta velocidad inicial de endurecimiento y la fluencia continua típica de los aceros dual-phase para una probeta templada. Figura 6. 29- Diagrama esquemático mostrando la porción que corresponde a valores de baja deformación de curvas de deformación con fluencia continua (templado) y discontinua (envejecido). 18
Cuando un acero con recocido intercrítico y templado es envejecido a temperaturas cercanas a la ambiente, los átomos de carbono (que debido a su pequeño tamaño poseen alta difusividad en la ferrita bcc aún a temperatura ambiente) difunden primero a las dislocaciones restringiendo su movilidad y finalmente forman partículas de carburos si el tiempo es suficiente o la temperatura es alta. Por lo tanto, se requieren mayores tensiones para iniciar la fluencia, Δσ y, y una vez que la fluencia se inicia se observa una porción plana en la curva tensión-deformación. Debido a que las dislocaciones están inmovilizadas, para que continúe la deformación plástica deben generarse nuevas dislocaciones a partir de la aplicación de tensiones mayores. La repentina formación de una alta densidad de nuevas dislocaciones genera un súbito adelgazamiento local sobre la probeta de tracción o la chapa de acero. El adelgazamiento local o discontinuo se llama bandas de Lüders y la deformación plástica asociada, como deformación de Lüders. Con la continuidad de la aplicación de la tensión, las bandas de Lüders se propagan sobre la longitud calibrada de la probeta a una tensión constante llamada tensión de fluencia inferior y cuando la longitud entera calibrada se deforma una cantidad igual a la deformación de Lüders, comienza el endurecimiento por deformación uniformemente sobre toda la longitud calibrada de la probeta (Fig. 6.29). La Fig. 6.30 muestra como se desarrolla la fluencia discontinua con el tiempo de envejecimiento a 120ºC en un acero 0.08C-1.45Mn-0.2Si con recocido intercrítico a 760ºC después del laminado en frío. La tensión de fluencia y la extensión de la fluencia discontinua aumentan gradualmente con el incremento del tiempo de envejecimiento. La Fig. 6.31 muestra varias dispersiones de precipitados los cuales se desarrollaron durante el envejecimiento por temple. A bajas temperaturas y tiempos cortos precipitan carburos metaestables en las dislocaciones luego que una cantidad suficiente de carbono haya segregado a las mismas. También pueden precipitar finos carburos en grupos de vacancias en la matriz ferrítica. A mayores temperaturas, la cementita se forma en morfologías aciculares y dendríticas.. Figura 6. 30- Efecto del tiempo de envejecido a 120ºC en el comportamiento a la fluencia en un acero 0.08C- 1.45Mn-0.21Si laminado en frío y recocido intercríticamente. Las chapas de acero laminadas en frío y recocidas invariablemente fluyen discontinuamente, ya sea por envejecimiento por deformación de las dislocaciones en baja densidad presentes después del recocido o por envejecimiento por temple. La susceptibilidad a la formación de bandas de Lüders se elimina mediante una ligera operación de laminado en frío llamada temper rolling. En ésta se aplica una deformación justa para deformar la chapa dentro de la porción de deformación uniforme de la curva tensión-deformación. Con el 19
tiempo, sin embargo, los átomos de carbono y nitrógeno pueden difundir a las nuevas dislocaciones generadas durante el temper rolling y restablecer las condiciones para fluencia discontinua. Este renovado envejecimiento por deformación sumará un incremento de resistencia a la tensión de fluencia producida por deformación y también reduce la ductilidad. Figura 6. 31- Dispersiones de precipitados en aceros de bajo carbono envejecidos por temple. (a) Carburos decorando las líneas de dislocaciones en un acero 0.052% C envejecido por 20 min a 97ºC. (b) Carburos aciculares formados en dislocaciones de un acero 0.077% C envejecido por 115h a 97ºC. (c) Carburos dendríticos formados en un acero 0.052% C envejecido por 10 h a 138ºC. Micrografías electrónicas de transmisión. Alivio de tensiones Varios procesos térmicos y mecánicos producen tensiones residuales que pueden perjudicar el desempeño de una pieza o las partes de un ensamblado de acero. Las tensiones residuales pueden causar distorsión, fisuración durante un tratamiento térmico o procesado, o una falla en servicio a tensiones menores que las de diseño. Una de las fuentes de tensiones residuales es el enfriamiento de secciones gruesas después del austenizado. Aun durante el enfriamiento al aire, la superficie de una sección gruesa puede transformar a ferrita y cementita antes que en el centro. Cuando eventualmente transforme el centro, la expansión de volumen asociada con la formación de la ferrita estará restringida por la superficie fría ya transformada. Como resultado el centro resultará comprimido y la superficie exterior en tracción. El temple para formar martensita produce algo similar pero con problemas más severos de tensiones residuales aun en secciones pequeñas y es una de las razones del porque los aceros endurecibles son aleados para permitir la formación de la martensita a bajas velocidades de enfriamiento. Los aceros martensíticos son invariablemente revenidos, un proceso que reduce las tensiones residuales e incrementa la ductilidad y la tenacidad. El maquinado y el trabajado en frío también pueden introducir tensiones residuales debido a la diferencia en el porcentaje 20
de deformación entre la superficie y el interior de las piezas. La soldadura es otro proceso que produce tensiones residuales como consecuencia de la contracción durante la solidificación del metal de soldadura que queda restringido por el metal base adyacente. Como resultado el alivio de tensiones se especifica frecuentemente para ensambles soldados. La Fig. 6.32 muestra una serie esquemática de diagramas de todos los cambios que tienen lugar en función del tiempo y de la temperatura en una probeta cilíndrica enfriada en un rango de temperaturas donde no hay transformaciones de fases. Se muestran esquemas de los patrones de tensiones longitudinales que se desarrollan a través de una rodaja del cilindro en cuatro etapas diferentes en el proceso de enfriamiento. La línea horizontal indica un valor nulo de tensiones residuales, las tensiones de tracción se grafican por encima de la línea horizontal y las de compresión por debajo. Al principio, punto A, no hay tensiones pero inmediatamente cuando comienza el enfriamiento se desarrollan diferencias de temperaturas entre la superficie y el centro del cilindro. La superficie se contrae más rápidamente que el centro y queda en tracción mientras que el centro queda comprimido como en el punto B. Eventualmente, el centro se enfría y se contrae y los perfiles de tensiones residuales se invierten, punto C, y el centro se encuentra en tracción y su contracción pone a la superficie en compresión, punto D. Figura 6. 32- Diagrama esquemático mostrando la evolución de las tensiones residuales longitudinales en un acero enfriado desde temperaturas subcríticas donde no hay transformación de la austenita. La Fig. 6.33 muestra esquemáticamente la evolución de las tensiones residuales de partes que se enfrían a diferentes velocidades entre la superficie y el centro desde el campo de fase austenítico. Estos dibujos se realizaron para aceros cementados en los cuales la superficie transforma a martensita antes de que transforme el interior, pero los diagramas son también válidos para ilustrar los principios de la evolución de las tensiones residuales a través de partes endurecidas donde la superficie invariablemente transforma a martensita antes que el centro. La martensita que transforma primero en la superficie encuentra restringida su expansión de volumen por el centro sin transformar, por lo cual se desarrollan inicialmente tensiones de compresión en la superficie. Sin embargo, cuando el centro transforma hacia martensita, 21
bainita u otras microestructuras ferrita/cementita, la expansión del interior pone a la superficie en tracción residual. Las tensiones residuales se eliminan o se reducen mediante un tratamiento térmico subcrítico realizado a temperaturas ya sea por debajo o solapadas a aquellas usadas para el recocido de recristalización. El calentamiento hacia y el enfriamiento desde la temperatura de alivio de tensiones (stress relief) deben hacerse lentamente, especialmente en secciones gruesas o grandes ensambles soldados, en orden de evitar la introducción de nuevas tensiones térmicas y posibles fisuras durante el mismo tratamiento de alivio de tensiones. Figura 6. 33- Diagrama esquemático mostrando la evolución de las tensiones residuales en aceros cementados donde la superficie transforma a martensita antes que el centro o a través de aceros endurecibles donde la superficie transforma a martensita antes que el centro. El objetivo del alivio de tensiones no es producir un gran cambio en las propiedades mecánicas por recristalización como en el tratamiento térmico de recocido subcrítico que se discutió previamente. El alivio de tensiones se realiza por el mecanismo de recuperación que precede a la recristalización lo cual puede lograrse por las diferentes cinéticas de los dos mecanismos. La recuperación comienza casi inmediatamente con el calentamiento hasta que se llega a la temperatura del tratamiento. La velocidad de recuperación es inicialmente muy alta y decrece con el tiempo. La recristalización, por otro lado, requiere de un periodo de incubación y comienza muy lentamente. Por lo tanto, es posible liberar las tensiones residuales sin producir ningún cambio significativo en las propiedades mecánicas. Por ejemplo, una investigación reciente de alivio de tensiones en barras de acero extrudado en frío muestra que las tensiones residuales se liberan casi completamente sin disminución en la dureza después de un calentamiento a 500ºC durante una hora. Propiedades mecánicas de las microestructuras ferrita-perlita Como se discutió al inicio, el objetivo de los tratamientos térmicos de normalizado y recocido completo de los aceros al carbono es producir microestructuras consistentes en 22
ferrita y perlita. Se describirán aquí algunas relaciones que muestran el efecto de varios parámetros sobre las propiedades mecánicas de los aceros constituidos por ferrita y perlita. La Fig. 6.34 muestra un conjunto de propiedades mecánicas para microestructuras de ferrita y perlita en función del contenido de carbono del acero. La tensión de fluencia y la tensión máxima aumentan y la reducción de área, una medida de la ductilidad, disminuye con el incremento del contenido de carbono a causa del aumento en el contenido de la perlita. La microestructura varía desde 100% de ferrita a 100% de perlita cuando el carbono aumenta hasta 0.8%, la composición del eutectoide. La divergencia entre las curvas de tensión de fluencia y tensión máxima con el aumento del contenido de carbono indica que la perlita aumenta la velocidad de endurecimiento por trabajado. Además, el aumento del contenido de carbono disminuye significativamente la tenacidad al impacto. La temperatura de transición dúctil-frágil aumenta muy por encima de la temperatura ambiente y la energía de fractura dúctil superior (shelf energy) disminuye bruscamente. Figura 6. 34- Propiedades mecánicas de microestructuras ferrita-perlita en función del contenido de carbono del acero. Cuando se representa la energía absorbida durante la fractura por impacto en función de la temperatura de ensayo resulta una curva de transición (Fig. 6.35). El aumento del contenido de carbono genera una disminución en la energía absorbida en la fractura dúctil (shelf energy) y un aumento en la temperatura de transición dúctil-frágil y, por lo tanto, el aumento de la cantidad de perlita afecta adversamente la tenacidad a la fractura. Los aceros con alto contenido de carbono con grandes cantidades de perlita tienen altas temperaturas de transición y fallarán de manera frágil aún a temperaturas bien por arriba de la ambiente. Los aceros de bajo carbono, por otro lado, tienen temperaturas de transición subcero y son bastante tenaces a temperatura ambiente. Las microestructuras ferríticas bcc presentan un fenómeno único a ellas que es la perdida severa en la habilidad para deformar plásticamente a bajas temperaturas. El cambio desde un comportamiento de fractura y deformación dúctil a una reducción severa de la 23