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Anales de Mecánica de la Fractura 25, Vol. 1 (2008)

EFECTO DE LA VELOCIDAD DE DEFORMACIÓN Y LA TEMPERATURA SOBRE LAS PROPIEDADES MECÁNICAS DE UNA ACERO DE ALTA RESISTENCIA.

E. Silveira, I. Eizagirre, X. Azpiroz, C. Jiménez y A. M. Irisarri

P

PINASMET – Tecnalia. Mikeletegi Pasealekua 2. 20009 SAN SEBASTIÁN

[email protected]

RESUMEN

Se han analizado los efectos ejercidos por la velocidad de deformación y la temperatura sobre las propiedades mecánicas de un acero austenítico TWIP de alta resistencia Con objeto de comprobar la estabilidad de la austenita del acero estudiado tras la aplicación de una deformación o a baja temperatura se han efectuado ensayos de tracción de probetas extraídas en las direcciones longitudinal y transversal de la chapa a temperaturas que oscilan entre +20º y -30º C, y velocidades de deformación entre 10-1 y 10-3 s -1. Tanto la resistencia como la ductilidad registradas en todos estos ensayos han sido muy elevadas en todas las condiciones analizadas, en tanto que el valor del límite elástico resulta relativamente bajo. El estudio metalográfico, efectuado mediante microscopía óptica y electrónica de barrido, apunta a que se ha producido una fuerte deformación por maclado de la austenita, pero no un cambio de fase.

ABSTRACT

The influence of strain rate and temperature on the mechanical properties of austenitic TWIP steel has been studied. In order to check the stability of austenite after been deformed or at low temperatures tensile tests have been performed on specimens machined in both longitudinal and long transverse orientation of the sheet. These tests have been carried out in the temperature range between +20 and -30º C at strain rates between 10-1 and 10-3 s -1. Both ultimate tensile strength and elongation are noticeably high while yield strength results relatively low in all the tests. Metallographic study by optical and scanning electron microscopy revealed a marked deformation of the austenite by twinning but no change of phase was detected. PALABRAS CLAVE: Acero de alta resistencia. Velocidad de deformación. Temperatura. Maclado.

1. INTRODUCCIÓN Las crecientes exigencias de reducir las emisiones de gases contaminantes a la atmósfera han llevado a los fabricantes de automóviles a realizar un esfuerzo para desarrollar vehículos con un menor consumo de combustible. La consecución de este objetivo implica la introducción de mejoras en el motor, incrementando su eficacia, pero la principal labor va encaminada a una disminución del peso del vehículo. Una vía posible de mejora se basa en la sustitución del acero tradicionalmente empleado en la carrocería de los automóviles por otros materiales más ligeros. Así, en los modelos que han aparecido en el mercado en los últimos años se observa un creciente empleo de aleaciones de aluminio e incluso, en algunas piezas no estructurales, de magnesio en sustitución del acero. Esto ha llegado al punto de que la carrocería de algunos vehículos de la gama alta se haya fabricado totalmente en aleaciones de aluminio. Sin embargo, los lógicos deseos de un mayor confort y seguridad pueden arruinar estos intentos. Por un lado estos materiales poseen una menor rigidez que el acero lo que obliga, en muchos casos, a incorporar un equipamiento suplementario. Es evidente que ello va en

contra de la pretendida reducción de peso. Por otro no se puede olvidar que el coste de estas carrocerías resulta apreciablemente más alto que el de las tradicionales de acero, por lo que su posible utilización en automóviles de las gamas media o baja parece prohibitiva. Otra posible solución, que está logrando una aceptación creciente entre los fabricantes de automóviles, consiste en mantener el acero como el material utilizado en la carrocería. Para vencer el inconveniente que representa la elevada densidad de éste se han desarrollado nuevas calidades que permiten obtener notables aumentos de resistencia mecánica. De esta forma se puede lograr el objetivo de reducir el peso gracias al uso de secciones más esbeltas. Los aceros de resistencia mecánica muy alta no constituyen un desarrollo reciente sino que son conocidos desde hace ya muchos años. Sin embargo, tradicionalmente este incremento de resistencia ha ido acompañado de una disminución de la ductilidad, y por tanto de la capacidad de conformado. Por otra parte, las dificultades de soldadura de estos aceros impedían su uso en muchos componentes y, más concretamente, en la carrocería.

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Sin entrar en detalles acerca del sucesivo desarrollo de nuevos aceros, que puede encontrarse en la referencia [1], si se deben comentar algunos aspectos que ayudarán a comprender los resultados obtenidos en el presente trabajo. El primer paso en la consecución de una mejor combinación de propiedades de resistencia y ductilidad se dio a mediados de los años 70 del siglo pasado con el desarrollo de los llamados aceros de fase dual. Estos aceros, habitualmente se designan por las iniciales de este nombre en inglés (DP), seguidas de dos números, correspondientes a los valores medios del límite elástico y de la resistencia a la tracción, No obstante, a veces por una mayor simplicidad se suele incluir sólo este último. La microestructura de estos aceros se halla constituida por dos fases, de ahí su nombre. La ferrita, fase blanda, forma la matriz en tanto que la martensita, fase dura, en un porcentaje en torno al 20%, se encuentra dispersa a través de ella. La consecución de esta microestructura se logra mediante un enfriamiento rápido del acero hasta la temperatura en que se forma la ferrita, un mantenimiento a esta temperatura hasta obtener la cantidad deseada de esta fase, y un nuevo enfriamiento rápida a temperaturas muy bajas para obtener martensita,. Se procura evitar al máximo que se formen perlita o bainita [2]. Durante la deformación la presencia de las partículas duras en la ferrita, blanda, incrementa notablemente el índice de endurecimiento por deformación, permitiendo alcanzar una buena combinación de resistencia y ductilidad [3]. Un nuevo avance, en los inicios de los años 90, fue el desarrollo de los aceros TRIP, iniciales en inglés de Transformation Induced Plasticity (plasticidad inducida por transformación). La elevada resistencia mecánica de este tipo de aceros se consigue por la adición de algunos elementos de aleación y la aplicación de un tratamiento térmico especial, Éste consiste en un mantenimiento en el margen de temperaturas de formación de la bainita, tras un recocido para obtener austenita y ferrita. Como consecuencia de ello se consigue una microestructura constituida por ferrita, bainita y austenita retenida, que se ve enriquecida en carbono por el desprendido en la formación de la bainita. La austenita, que es metaestable a temperatura ambiente, se transforma en martensita cuando se le somete a deformación [4]. Para garantizar una alta capacidad de conformado la austenita retenida debe poseer la denominada estabilidad óptima de forma que pueda experimentar una transformación progresiva, que se traducirá en un aumento continuo del exponente de endurecimiento por deformación. La estabilidad de la austenita depende de una serie de variables tales como composición química, morfología y tamaño de la austenita retenida (cuanto más fina será más estable) parámetros de proceso y las condiciones de conformado (temperatura, deformación, velocidad de deformación y estado tensional) [5]. La filosofía que se encuentra detrás del desarrollo de los llamados aceros TWIP es diferente. En este caso se busca que la austenita sea totalmente estable en el curso

de la deformación y la elevada plasticidad no se obtiene por la transformación de la austenita en martensita sino por el maclado de aquélla. De ello deriva su nombre, puesto que corresponde a las iniciales en inglés de Twinning Induced Plasticity (plasticidad inducida por maclado). Los primeros aceros de esta familia datan de finales de los años 90 del siglo pasado. El maclado de la austenita conduce a un alto valor del índice de endurecimiento por deformación. No obstante, el principal mecanismo de deformación de estos aceros continúa siendo el deslizamiento de dislocaciones. El mayor efecto de la creación de nuevas maclas en el curso de la deformación es la generación de unos fuertes obstáculos a este deslizamiento, similares a las juntas de grano, lo que representa una especie de mecanismo dinámico de Hall-Petch, y conduce a un endurecimiento por deformación muy elevado [6]. Se ha señalado que el índice de endurecimiento por deformación alcanza un valor tan elevado como es 0.4 cuando la deformación se sitúa en tormo al 30% manteniéndose prácticamente constante hasta deformaciones del 50%. Este elevado índice de endurecimiento por deformación se traduce en la consecución de unos valores muy altos de resistencia mecánica y ductilidad. La resistencia a la tracción de este tipo de aceros llega a valores de unos 1100MPa, en tanto que los alargamientos a la rotura pueden superar el 90% para un acero con un 25% de manganeso, 3% de silicio y 3% de aluminio [7-8]. La acción de maclado se produce únicamente cuando la energía de defectos de apilamiento se sitúa entre 18 y 50-80mJ/m2.. Para valores inferiores a éstos se produce la transformación de la austenita en martensita, en tanto que si la energía de defectos de apilamiento supera el máximo de ese intervalo el único mecanismo operante es el deslizamiento de dislocaciones [9]. Sin embargo, es sobradamente conocido, que la transformación de la austenita en martensita se puede ver favorecida por una reducción de la temperatura a la que se encuentra el acero, transformación que además se ve favorecida por la reducción de la energía de defectos de apilamiento que conlleva esta disminución de temperatura. Éste es un aspecto que deberá ser tenido en consideración a la hora de valorar las prestaciones de una carrocería de automóvil. El presente trabajo, que forma parte de un proyecto cuyo objetivo es estudiar las prestaciones de diferentes aceros de alta resistencia y de sus uniones soldadas, es analizar el efecto que ejercen la temperatura o la velocidad de deformación sobre las propiedades mecánicas y la microestructura de un acero austenítico tipo TWIP. 2. TÉCNICA EXPERIMENTAL Como se ha señalado el acero utilizado en el presente estudio corresponde a una chapa de 1.7mm de espesor de un acero austenítico tipo TWIP, desarrollado de una forma conjunta por Arcelor y TKS, y designado por el

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nombre comercial de X-IP1000. La composición de este acero incluye un elevado porcentaje de manganeso (en torno al 22%) y un apreciable porcentaje de carbono (0.6%). Esta composición otorga una gran estabilidad a la austenita, ya que ambos elementos poseen un carácter gammágeno, que debe mantenerse inalterada incluso tras la realización de un ensayo de tracción a temperatura ambiente en que se observa la aparición de un maclado muy intenso [10]. Se mecanizaron probetas de tracción de esta chapa tanto en orientación longitudinal como transversal. Estas probetas fueron ensayadas a diferentes temperaturas y velocidades de deformación tal y como muestra la tabla 1. Tabla 1. Condiciones en que se efectuaron los ensayos

de tracción de las diferentes probetas

probeta orientación temperatura

(º C) velocidad de deformación

(s -1) L1 longitudinal 20 10-3

T1 transversal 20 10-3 L2 longitudinal 20 10-1 T2 transversal 20 10-1 L3 longitudinal 0 10-1 T3 transversal 0 10-1 L4 longitudinal -30 10-1 T4 transversal -30 10-1

Estos ensayos se efectuaron siguiendo las indicaciones de la norma EN10002, con un extensómetro acoplado a la probeta, registrándose de forma continua las curvas tensión – alargamiento que fueron transformadas en las correspondientes de tensión real – deformación con vistas al posterior cálculo del índice de endurecimiento por deformación. Los ensayos a temperatura inferior a la ambiente se realizaron en una cámara, manteniendo las probetas a la temperatura deseada por un periodo de 20 minutos antes de comenzar el ensayo. Finalizado el ensayo las dos superficies de fractura de la probeta fueron examinadas en un pequeño microscopio estereoscópico para definir la morfología de la fractura y decidir la zona por donde se efectuarán los cortes para la obtención de las probetas metalográficas. Una mitad de las probetas se destinó a un examen más exhaustivo de su superficie de fractura en el microscopio electrónico de barrido, en tanto que la otra fue seccionada por la zona elegida para la preparación de la correspondiente probeta metalográfica. Las probetas fueron atacadas con diferentes reactivos metalográficos para lograr un mejor revelado de las distintas fases presentes y examinadas en primer lugar en el microscopio óptico y, posteriormente, en el electrónico de barrido. En otro trabajo posterior se ofrecerá un mayor detalle de la metodología utilizada en este estudio metalográfico [11]. La microestructura de estas probetas fue comparada con

la que poseía el acero antes de ser sometido al ensayo de tracción para detectar la posible transformación de la austenita en martensita como consecuencia de la deformación o la permanencia a baja temperatura. Para conseguir una mayor fiabilidad en la detección de esta posible transformación se efectuó un análisis de las probetas por medio de difractometría de rayos X, midiéndose además el contenido en carbono que posee la austenita. 3. RESULTADOS La tabla 2 presenta los resultados registrados en los ensayos de las distintas probetas. En esta tabla, además de los valores de límite elástico, resistencia a la tracción y alargamiento, tradicionalmente medidos en un ensayo de tracción, se incluye el del producto de la resistencia a la tracción por el alargamiento que proporciona una idea de la combinación de ambas variables. Sin embargo, no se ha incluido el valor del índice de endurecimiento por deformación por las razones que se mencionarán más adelante en este mismo trabajo.

Tabla 2. Resultados registrados en los ensayos de tracción de las diferentes probetas.

probeta L.E.

(MPa) R.T

(MPa) Alarg.

(%) R.T x Alarg (MPa . %)

L1 586 1186 42.0 48972 T1 593 1176 46.0 54096 L2 705 1096 40.5 44388 T2 701 1050 34.0 35700 L3 599 1006 33.3 33198 T3 571 1044 35.5 37062 L4 583 1101 50.5 55600 T4 560 1076 40.0 43040

Pese al reducido volumen de datos aún disponible ya que el proyecto del cual se han extraído estos resultados se inició el año 2007, esta tabla exhibe algunos aspectos dignos de ser comentados. En primer lugar se aprecia una gran similitud entre los resultados obtenidos en los ensayos de las probetas extraídas ambas orientaciones, aspecto de interés a la hora de pensar en el conformado de las chapas. Por otro lado, los valores de la resistencia a la tracción se hallan todos los casos ligeramente por encima de los 1000MPa, como era de esperar habida cuenta de la calidad del acero estudiado. Sin embargo, el valor del límite elástico resulta bastante bajo en todos los casos. La única excepción parece hallarse en los ensayos efectuados a 20º C, a la mayor velocidad de deformación. La obtención de un valor más alto en estos ensayos que en los efectuados a velocidad 100 veces menor, concuerda con la tendencia habitual en materiales metálicos pero es conveniente disponer de un mayor volumen de datos antes de elevarla al carácter de conclusión definitiva. Los valores del alargamiento a la

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rotura también resultan muy elevados, rebasando en la gran mayoría de los casos el 40% y llegando incluso a alcanzar el 50%. Estos bajos valores del límite elástico se traducen en que el material comenzara a deformarse plásticamente con relativa facilidad pudiendo, dado el elevado nivel de la resistencia a la tracción alargarse de una forma notable antes de que se produzca la rotura. No se aprecia un efecto significativo de la temperatura o la velocidad de deformación sobre la resistencia a la tracción o el alargamiento a la rotura aunque el reducido volumen de datos disponible hasta el momento impide elevar esta hipótesis a conclusión definitiva. Por el contrario, ya se ha comentado que si parece observarse, un aumento del límite elástico al elevar la velocidad de deformación, tanto en una como otra orientación de las probetas. Siendo importantes todos estos datos el que más destaca es el correspondiente a los productos de la resistencia la tracción por el alargamiento a la rotura. Este producto se puede emplear como indicativo de las prestaciones de un acero. En la tabla 3 se incluyen, como comparación, los valores de este producto para aceros de los tipos DP, TRIP y, para conseguir una visión más amplia de este aspecto, dos aceros inoxidables austeníticos, extraídos de la referencia [12].

Tabla 3. Valor del producto de la resistencia a la tracción por el alargamiento a la rotura de diversos

aceros.

acero R. T. x Alargamiento (MPa . %)

DP 280/600 19200 DP 300/500 16000 DP 350/600 16200 DP 400/700 15400 DP 500/800 12800 DP 700/1000 15000 TRIP 350/600 19200 TRIP 450/800 13600

AISI 304 20600 AISI 304L 18000

Se observa fácilmente que el resultado de este producto no sólo supera ampliamente, en todos los casos, el valor del mismo registrado en otros aceros, que pueden ser considerados candidatos alternativos para la fabricación de la carrocería sino incluso en dos aceros inoxidables austeníticos que se suelen citar como el ejemplo de una gran capacidad de conformado. Como se ha señalado previamente en la tabla 2 no se han incluido los valores del índice de endurecimiento por deformación. Existen dos razones para ello. Por un lado, el reducido volumen de datos disponible hasta el momento de redactar el presente trabajo, uno por cada condición de ensayo, pone en duda la representatividad de los valores medidos. Por otro, y más importante, el

valor de este índice varía a lo largo del ensayo. En los momentos iniciales de la deformación el valor del índice de endurecimiento crece de forma notable. A partir de una deformación que, aunque varía de un ensayo a otro, como valor promedio se sitúa en torno a 0.15, se reduce el ritmo de crecimiento de este índice. Pese a hacerlo a menor velocidad el índice, sigue incrementándose hasta un valor que, como promedio, se halla en torno a 0.48, para a continuación disminuir ligeramente en las etapas del ensayo que preceden a la rotura. En un trabajo en el cual se comparó la evolución de los valores del índice de endurecimiento por de este acero frente a otros del tipo DP y TRIP otros investigadores [13] postularon que en las etapas iniciales de la deformación los valores del índice de endurecimiento por deformación registrados en estos aceros superaban a los medidos en el acero TWIP. Sin embargo, conforme la deformación avanza, la falta de estricción exhibida por el acero TWIP, en contraste con los de los otros tipos, permite que el índice de endurecimiento de aquél no sólo iguale los valores de los otros aceros sino que los rebase ampliamente. El examen en el microscopio óptico de las probetas extraídas de la chapa en su estado de recepción revela una microestructura constituida por bandas de austenita, sin ningún signo de la presencia de otra fase. Este hecho fue ratificado mediante un análisis por difractometría de rayos X de una muestra de material en este estado. El uso de mayores aumentos apunta a la existencia de un gran número de maclas en esta austenita, hecho que se ve confirmado en el curso del examen de estas probetas en el microscopio electrónico de barrido.

Figura 1. Maclas en el interior de los granos de austenita en la probeta de tracción T1

Las probetas de tracción después del ensayo mantienen esta microestructura totalmente austenítica como se ha podido comprobar tanto metalográficamente como por medio de difractometría de rayos X. El examen de estas probetas en el microscopio óptico apunta a la existencia de un número de maclas incluso sensiblemente mayor que el observado en el material de partida. Una vez más

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la microscopía electrónica de barrido representa una gran ayuda en este estudio. La micrografía de la figura 1 presenta un claro ejemplo del gran número de maclas, de tamaño sumamente fino, existentes en el interior de un grano de austenita de una de las probetas de tracción. En concreto esta probeta ha sido ensayada a temperatura ambiente pero una morfología totalmente similar se ha observado en las ensayadas a baja temperatura. Estas maclas han actuado a modo de una barrera que se opone al deslizamiento de las dislocaciones, de forma similar a lo que sucede con las juntas de grano y, por ello, la resistencia del acero se ha incrementado de forma muy notable. El empleo de difractometría de rayos X permite comprobar que el contenido en carbono de la austenita se sitúa en torno a 0.6, valor que concuerda con el de la composición química del acero. El examen de las superficies de fractura de las probetas de tracción pone de manifiesto que todas ellas se hallan totalmente cubiertas de cúpulas dúctiles indicando que el mecanismo operante es uno de coalescencia de micro-cavidades. Este resultado concuerda con lo esperado ya que la austenita corresponde a una solución sólida de carbono en hierro gamma, cuya red cristalina es cúbica centrada en las caras. En la micrografía de la figura 2 se puede observar un ejemplo de estas cúpulas dúctiles.

Figura 2.Cúpulas dúctiles en la superficie de fractura

de la probeta L2 La mayoría de las cúpulas se encuentran vacías pero en unas pocas se observan las inclusiones responsables de su formación. Algunas de estas inclusiones poseen un tamaño bastante apreciable, como sucede por ejemplo con la que exhibe, rota en varios trozos, la micrografía de la figura 3. El análisis de esta partícula mediante espectrometría por dispersión de energía de rayos X conduce al espectro de la figura 4. En este espectro se observan los picos de vanadio, titanio, niobio, carbono, hierro y manganeso provenientes estos dos últimos, con casi completa seguridad, de la matriz circundante y no entran a formar parte, al menos en cantidad reseñable, de la partícula.

La identificación, por tanto, de esta inclusión como un carburo complejo de vanadio, titanio y niobio. La razón para la adición de estos elementos a la composición del acero debe buscarse en el deseo de evitar que el carbono que no se encuentra en solución sólida en la austenita, se combine con el hierro pasando a formar cementita, fase que resulta indeseable en este tipo de materiales por la disminución de ductilidad que conlleva su presencia.

Figura 3.Inclusión en el interior de un cúpula dúctil en

la superficie de fractura de la probeta L2

Figura 4.Espectro de la inclusión de la figura 3. Los resultados obtenidos hasta el momento apuntan a unas excelentes propiedades mecánicas del acero, no sólo a temperatura ambiente sino también a otras tan bajas como -30º C. Se ha comprobado que la austenita es estable en todas las condiciones de ensayo analizadas y que el acero posee un índice de endurecimiento por deformación elevado, lo que facilita alcanzar unos altos valores de resistencia mecánica y ductilidad. La elevada resistencia permite el empleo de perfiles más delgados con la consiguiente reducción de peso de la estructura. Con vistas a poder confirmar o desmentir algunas de las hipótesis formuladas en el presente trabajo, actualmente

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se está efectuando una serie de ensayos adicionales. Así mismo, se está procediendo a la unión de chapas de este acero por diversos procesos de soldadura, dado que las estructuras incluyen habitualmente numerosas juntas y las excelentes prestaciones del acero base pueden verse arruinadas por un deficiente proceso de unión. 4. CONCLUSIONES

a. Se han analizado los efectos ejercidos por la temperatura y la velocidad de deformación tanto sobre las características mecánicas como sobre la microestructura de un acero tipo TWIP que contiene 0.6% de carbono y 22% de manganeso

b. En todas las condiciones estudiadas, el acero

exhibe una elevada resistencia a la tracción y una excelente ductilidad. El producto de estos dos valores, empleado como un indicativo de las prestaciones del acero, supera no sólo el de otros aceros candidatos para su utilización en la fabricación de la carrocería de automóviles sino incluso el de los inoxidables austeníticos.

c. Los valores del límite elástico se sitúan a un

nivel bastante bajo, lo que supone que el inicio de la deformación será relativamente sencillo, permitiendo la gran separación entre este valor y el de la resistencia a la tracción que se logre una notable deformación antes de que aparezca el fallo.

d. Los resultados disponibles apuntan a que el

límite elástico se incrementa al aumentar la velocidad de deformación, tendencia habitual en los aceros, aunque el reducido volumen de datos impide confirmar esta hipótesis.

e. El índice de endurecimiento por deformación se

incrementa notablemente en la etapa inicial de la deformación, para seguir posteriormente creciendo, aunque de forma más paulatina hasta alcanzar un valor del orden de 0.48 y disminuir ligeramente en los instantes previos a la rotura.

f. La observación metalográfica de las probetas

extraídas de la chapa en su estado de recepción apunta a una microestructura constituida por austenita exc lusivamente. Esta hipótesis se ve confirmada por el análisis realizado mediante difractometría de rayos X.

g. Las probetas de tracción después de su ensayo

también exhiben una microestructura formada únicamente por austenita. No obstante, existe una diferencia significativa con respecto a la microestructura observada en la chapa en el estado de recepción puesto que el número de maclas existente en el interior de los granos es

notablemente mayor. Estas maclas han actuado a modo de barrera dificultando el deslizamiento de las dislocaciones, aumentando la resistencia del acero.

h. Las superficies de fractura de la totalidad de las

probetas de tracción se hallan cubiertas por las cúpulas dúctiles características de la actuación de un mecanismo de coalescencia de micro-cavidades.

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