VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos, Gandia 2002

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INFLUENCIA DE LAS FASES INTERMETÁLICAS EN LA CONFORMACIÓN DE LOS ACEROS INOXIDABLES DÚPLEX G. Fargas, M. Anglada y A. Mateo Dept. Ciència dels Materials i Enginyeria Metal.lúrgica Universitat Politècnica de Catalunya Avda. Diagonal 647, 08028 Barcelona RESUMEN En este trabajo se han estudiado los cambios producidos en la microestructura y en las propiedades mecánicas de un acero inoxidable dúplex E.N. 1.4462 laminado en caliente cuando es sometido a tratamientos térmicos de recocido en un rango de temperaturas inferior al utilizado actualmente en el proceso industrial. Las micrografías obtenidas han evidenciado la formación de fase sigma en las interfases de la matriz bifásica. Concretamente, para recocidos efectuados a temperaturas entre 875-900ºC los porcentajes de fase sigma son elevados (14-16%), provocando una fuerte disminución en la ductilidad. Por otra parte, para investigar el efecto que la presencia de esta fase fragilizante podría causar en el posterior proceso de laminado en frío, se han realizado ensayos de compresión. La aparición de grietas macroscópicas, junto con el notable aumento del nivel de esfuerzo necesario para una misma deformación, indican que estos cambios microestructurales supondrían un gran inconveniente para la laminación en frío del acero dúplex. Otro aspecto analizado ha sido la anisotropía en las propiedades mecánicas, fruto del proceso de laminación. A partir de los ensayos realizados en probetas mecanizadas en los sentidos longitudinal, transversal y diagonal con respecto a la dirección de laminación, se observa que las orientadas perpendicularmente presentan una mayor resistencia mecánica. Los resultados obtenidos mediante ensayos de impacto tipo Charpy demuestran también una clara dependencia con respecto a la orientación que se considere. Palabras claves Aceros inoxidables dúplex, laminación, fase sigma, anisotropía. 1. INTRODUCCION Los aceros inoxidables dúplex son materiales que se caracterizan por una microestructura bifásica formada por fracciones de volumen similares de austenita y ferrita. Estos aceros son cada día más utilizados como alternativa a los aceros inoxidables austeníticos debido a la excelente combinación de propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión[1]. Así, se utilizan como componentes sumergidos en agua marina (e.g. plataformas petrolíferas), en plantas químicas, nucleares y en la industria del papel. La aplicación más común de estos aceros es en forma de productos planos (plancha, chapa, banda) obtenidos mediante procesos de laminación. Aproximadamente el 95% de la producción mundial de los aceros dúplex laminados se fabrica según un mismo proceso industrial: en una primera etapa el acero procedente de colada continua se lamina en caliente para conseguir importantes reducciones de espesor, seguidamente se realiza un tratamiento térmico de recocido con el fin de recuperar su ductilidad para la posterior laminación en frío hasta el espesor final requerido. El proceso termina con un recocido final en el que se pretende obtener un acero con unas características adaptadas a su aplicación.

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Teniendo en consideración el diagrama TTP[1] para este tipo de aceros, resulta claro que una variación de las condiciones del recocido posterior a la laminación en caliente puede implicar la formación y el crecimiento de precipitados y fases intermetálicas. El carácter frágil de casi todos ellos reduce la conformabilidad, de manera que la fuerza necesaria para la posterior laminación en frío será más elevada y el riesgo de formación de fisuras más alto. La fase sigma sigue siendo la que merece más atención en la práctica industrial debido a que porcentajes reducidos de dicha fase son suficientes para provocar efectos muy perjudiciales sobre la ductilidad y la tenacidad del acero[2-4]. El tanto por ciento de fase sigma que se forma en un acero dúplex depende principalmente, a parte de la temperatura, de la composición química del acero[5] y del grado de deformación que se aplica al material. Durante el proceso de conformado, ambas fases (austenita y ferrita) se alinean en la dirección de laminación formándose una microestructura morfológicamente anisótropa. En consecuencia, es de esperar que las propiedades mecánicas sean fuertemente dependientes de la dirección considerada. Estudios previos apuntan que los valores de las propiedades mecánicas no son coincidentes si se toman probetas con distintas orientaciones[6-9], siendo el efecto más pronunciado en los dúplex que en otros aceros producidos por laminación. Además, los resultados evidencian que la resistencia máxima corresponde a las probetas orientadas en sentido perpendicular a la dirección de laminación. El objetivo principal de este trabajo se centra en el estudio del acero dúplex E.N. 1.4462 laminado en caliente y del efecto producido por las fases intermetálicas si se realizan tratamientos térmicos de recocido a temperaturas inferiores a las actualmente utilizadas en la práctica industrial. Para ello se han llevado a cabo ensayos de tracción, dureza y de resistencia al impacto, así como la observación de la microestructura mediante microscopía óptica y electrónica sobre muestras tratadas térmicamente en el rango de temperaturas de 875-975ºC durante 10 y 20 minutos. Al mismo tiempo, para simular la laminación en frío posterior al recocido se realizaron ensayos de compresión con una reducción similar a la del proceso industrial. Dado que durante el proceso de laminación la microestructura resulta ser morfológicamente anisótropa, se ha prestado especial atención en evaluar el distinto comportamiento ofrecido por probetas mecanizadas en las orientaciones longitudinal, transversal y diagonal con respecto a la dirección de laminación. 2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL El acero inoxidable dúplex E.N. 1.4462 que se ha estudiado procede de la laminación en caliente que tiene lugar en el proceso industrial realizado por la empresa ALZ (Bélgica). En dicha etapa se produce una reducción del espesor del planchón desde 160 a 6 mm. La temperatura en las primeras pasadas de la laminación se sitúa entre 1200 y 1050ºC, mientras que la velocidad de deformación es de 10 a 40 s-1. En las últimas cajas de laminación en caliente la temperatura del material está entre 1025 y 975ºC y la velocidad es de 30-150 s-1. La composición química del acero se indica en la tabla 1. Tabla 1. Composición química del acero inoxidable dúplex E.N. 1.4462. C Mn P S Si Cr Ni Mo N 0.023 1.55 0.026 0.006 0.45 22.62 5.92 3.02 0.158 Para el estudio microestructural se cortaron probetas de 5 cm x 5 cm, las cuales fueron pulidas con alúmina hasta 1 µm y atacadas electrolíticamente con el reactivo NaOH/KOH para revelar la estructura bifásica. En la figura 1 pueden observarse las tres secciones principales de la microestructura del acero laminado en caliente, que denominaremos como NR (No Recocido), dónde las proporciones de austenita y ferrita son similares. La sección

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longitudinal muestra una estructura plano-lineal de bandas alternadas de ferrita y austenita orientadas en la dirección de laminación. En la sección transversal se combinan elipsoides de ferrita y austenita, presentando esta última una forma más alargada. En el plano de laminación los bloques de ferrita y austenita son más gruesos y se encuentran también orientados en la dirección de laminación. Se observa que la interfase austenita/ferrita es ondulada y la existencia de incursiones de la austenita hacia la ferrita.

a

100µm

b

100µm

c

100µm

Figura 1. Micrografía óptica del acero dúplex laminado en caliente. a) Plano de laminación; b) Sección longitudinal, c) Sección transversal. La ferrita aparece como fase oscura mientras que la clara corresponde a la austenita. A partir del material NR se realizaron tratamientos térmicos en un rango de temperaturas entre 850-975ºC durante tiempos de 10 y 20 minutos. La cuantificación de fase sigma formada en cada caso fue determinada mediante microscopía óptica (Figura 2).

100µm

Figura 2. Micrografía óptica del acero dúplex laminado en caliente tratado térmicamente a 975ºC durante 20 minutos. La fase sigma aparece con un tono más claro que la austenita mientras que la ferrita conserva el color oscuro. Como se puede observar en el figura 3, los porcentajes más altos de fase sigma corresponden a temperaturas comprendidas entre 875-900ºC, sin observarse una gran diferencia entre los mantenimientos isotérmicos de 10 y 20 minutos para los recocidos a temperaturas más altas. Las microestructuras obtenidas para los distintos tratamientos térmicos se compararon con el acero sometido a un recocido industrial, el cual se lleva a cabo durante 15 minutos a temperaturas entre 1010-1080ºC. La observación de la subestructura de ambas fases y el estudio de los mecanismos de deformación y ablandamiento estático en los diferentes estados del acero dúplex se realizó por microscopía electrónica de transmisión (MET).

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22 20 18

% fase sigma

16 14

t= 20 min t= 10 min

12 10 8 6 4 2 840

860

880

900

920

940

960

980

T(ºC)

Figura 3. Porcentaje de fase sigma precipitada entre 875-975ºC durante 10 y 20 minutos. Para estudiar la variación de las propiedades mecánicas en función del tratamiento térmico realizado, se llevaron a cabo ensayos de tracción con extensómetro a una velocidad de desplazamiento constante de 2 mm/min sobre probetas planas con una sección transversal de 5.8 x 6.1 mm de sección y una longitud útil de 15 mm. Para la determinación de las durezas Vickers se aplicaron cargas de 10 kg durante 15 segundos, mientras que los ensayos de impacto tipo Charpy se realizaron en probetas de 5.8 x 10 x 54 mm, con una entalla en forma de V de 2 mm, mecanizadas teniendo en consideración las secciones L-T, T-L y D (Figura 4).

D T-L

L-T S L

T

Dirección de laminación

Figura 4. Orientaciones consideradas para el mecanizado de las probetas Charpy. Para estudiar el distinto comportamiento del acero debido a la presencia de la fase sigma, se eligieron probetas con recocidos a 875ºC y 975ºC, las cuales presentan porcentajes muy diferentes de fase sigma y se compararon con el material NR y con el recocido industrial. Las probetas se mecanizaron teniendo en cuenta las diferentes orientaciones respecto a la dirección de laminación para cada una de las condiciones del acero dúplex laminado. Se realizaron ensayos de compresión en probetas cilíndricas de 4 mm de diámetro x 6 mm de altura hasta una reducción en altura del 67%, valor equivalente a las condiciones del proceso industrial actual. 3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN Durante la deformación a elevadas temperaturas se producen procesos de ablandamiento como son la restauración y recristalización dinámica. En materiales con alta energía de defecto de apilamiento, como es el caso de la ferrita, el mecanismo de regeneración

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activo durante la deformación en caliente suele ser la restauración dinámica. Los mecanismos básicos para la restauración dinámica son el trepado y el deslizamiento de dislocaciones, las cuales se reordenan y se agrupan formando fronteras de bajo ángulo y subgranos. Por el contrario, en estructuras cristalográficas con baja energía de defecto de apilamiento, caso de la austenita, aunque inicialmente se producen también fenómenos de restauración dinámica durante la deformación, éstos son lentos y la energía almacenada después de una cierta deformación crítica es lo suficientemente elevada como para permitir que tenga lugar la recristalización dinámica. Los nuevos granos se originan en las fronteras de grano, pero como el material continúa deformándose la densidad de dislocaciones de los nuevos granos aumenta, reduciéndose la fuerza impulsora para su posterior crecimiento y los granos recristalizados dejan de crecer[10,11,12]. En la figura 5, correspondiente al acero dúplex laminado no recocido, puede observarse claramente mediante MET la estructura de subgranos de la ferrita formada durante el proceso de laminado a elevadas temperaturas y como los granos austeníticos presentan un tamaño mayor y son fruto del proceso de recristalización.

γ α

500nm Figura 5. Micrografía de MET correspondiente al acero dúplex no recocido. Cuando el acero deformado en caliente se somete a un proceso de recocido, minimiza su energía libre mediante una reducción y una reordenación de los defectos de red. Al igual que ocurre durante la deformación en caliente, los mecanismos de ablandamiento estático que tienden a actuar son la restauración, en el caso de la ferrita, y la recristalización, para la austenita[13-14]. En la figura 6a puede observarse como para tratamientos térmicos a 875ºC la microestructura parece no alterarse significativamente con respecto a la del material laminado en caliente. Por el contrario, para tratamientos térmicos a 975ºC, la austenita presenta un aumento considerable del tamaño de grano, mientras que en la ferrita la estructura de subgranos casi ha desaparecido pasando a formar una estructura de granos pequeños menos orientados respecto a la dirección de laminación (Figura 6b). Por lo que respecta al material recocido en condiciones industriales, las características microestructurales son las mismas que para tratamientos térmicos de recocido a 975ºC con la salvedad de la total desaparición de la estructura de subgranos y el mayor tamaño de los granos austeníticos (Figura 6c). En el transcurso de los tratamientos térmicos de recocido entre 600-1050ºC de los aceros inoxidables dúplex no tan sólo aparecen mecanismos de ablandamiento estático sino que simultáneamente pueden precipitar fases intermetálicas, siendo la fase sigma (σ) y la fase

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chi (χ) las más frecuentes. En las condiciones de tratamiento analizadas, ninguna de las probetas permitió detectar la formación de fase χ ni la presencia de otro tipo de precipitados a parte de la fase sigma.

γ α

α

α

a

σ

γ

b

1µm

c 1µm

1µm

Figura 6. Micrografías de MET del acero laminado en caliente sometido posteriormente a: a) recocido a 875, b) recocido a 975ºC y c) recocido en condiciones utilizadas en el proceso industrial actual. La fase sigma se forma preferentemente en las interfases ferrita/austenita y se desarrolla hacia el interior de los granos de ferrita, debido principalmente a dos motivos: los granos ferríticos tienen una menor compacidad y como consecuencia la difusión de los átomos es más fácil y además, la ferrita es más rica en elementos sigmágenos como son el cromo y el molibdeno. Como se puede observar en la figura 7, los granos de fase sigma son muy alargados y orientados en la dirección de laminación, aunque para tratamientos térmicos de 875ºC se ha observado la presencia de fase sigma rodeada de austenita con una morfología típica de una reacción eutectoide. En este último caso, según Redjaï mia[15], durante la transición de la transformación de fase ferrítica a fase sigma, la ferrita se empobrece de elementos alfágenos produciéndose su desestabilización y posterior transformación a austenita secundaria.

γ

α γ

a

σ

σ

500nm

b

1µm

Figura 7. Micrografías de MET del acero dúplex laminado en caliente tratado térmicamente a 875ºC durante 20 minutos. a) Granos alargados de fase sigma en las interfases ferrita/austenita; b) Descomposición de la ferrita en fase sigma más austenita secundaria.

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Es bien conocido que la fase sigma aumenta la resistencia y dureza del acero, a costa de reducir fuertemente la ductilidad y la tenacidad. Esta tendencia se ha evidenciado en el dúplex investigado. Así se puede observar en la figura 8 que para porcentajes altos de fase sigma, correspondientes a recocidos a 875ºC, se ha producido un descenso brusco de la ductilidad y un aumento de la dureza (Figura 9). En cambio, para el material recocido a 975ºC, el cual presenta un bajo porcentaje de fase σ, las propiedades son similares a las que presenta el acero recocido en condiciones industriales, el cual está libre de precipitados. Los resultados obtenidos para mantenimientos isotérmicos durante 10 minutos reflejan la diferencia de porcentaje de fase sigma respecto a los recocidos de 20 minutos. Así para 875ºC, los valores de límite elástico y resistencia máxima son menores y la ductilidad mayor, mientras que para 975ºC, donde el porcentaje de fase sigma es similar los valores obtenidos también lo son. Para probetas sometidas a las mismas condiciones de temperatura y tiempo de recocido se observa que las propiedades mecánicas dependen de la orientación que se considere, siendo las orientadas perpendicularmente a la dirección de laminación presentan las que valores más altos de resistencia mecánica. Estudios previos[6-9] señalan que estas diferencias son debidas a que el proceso de laminación induce unas orientaciones cristalográficas preferentes para cada una de las fases. Longitudinal Trasversal Diagonal

1200

70

60

1000

Longitudinal Transversal Diagonal

50

40

A%

σM (MPa)

800

600

30

400 20 200

10

0

0

No Rec. Rec. 875 Rec 975 Rec Ind

No Rec. Rec. 875 Rec 975 Rec Ind

Figura 8. Comparación de los resultados obtenidos en los ensayos de tracción para el acero dúplex laminado en caliente, tratado térmicamente a 875ºC y 975ºC durante 20 minutos y recocido industrialmente.

Dureza Vickers 10/15

400 380 360 340 No recocido 320 300

Rec Industrial

280 825 850 875 900 925 950 975 1000 1025 o

T( C)

Figura 9. Evolución de la dureza en el rango de temperaturas entre 850-975ºC durante 20 minutos.

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Tal y como muestra la figura 10, la cantidad de energía que puede absorber el acero en un ensayo Charpy es mayor para aquellas probetas mecanizadas en la orientación L-T. En este caso para que se produzca la rotura, la grieta debe superar numerosas interfases austenita/ferrita, mientras que para probetas T-L la grieta se desarrolla en el mismo sentido en el que se disponen las bandas de austenita y ferrita, y por tanto el número de interfases austenita/ferrita que debe cruzar será inferior. Al mismo tiempo, en la figura 10 puede observarse la gran fragilización provocada por la presencia de la fase sigma, incluso para probetas con un bajo porcentaje de dicha fase (3-7%) los valores de resistencia al impacto muestran un claro descenso. Cabe destacar también que para los aceros tratados térmicamente el efecto de la anisotropía se conserva .

200

L-T T-L D

J/cm

2

150 100 50 0

No Rec. Rec. Ind Rec 875 Rec 975

Figura 10. Resultados de ensayos Charpy realizados al acero dúplex laminado en caliente. Los ensayos de compresión realizados para simular la laminación en frío que tiene lugar después del recocido en el proceso de fabricación industrial del acero dúplex, muestran que los esfuerzos que deben aplicarse para deformar el acero son mayores cuando el porcentaje de fase sigma aumenta (Figura 11), además, en estas condiciones, debido a la fragilidad de la fase sigma se observa la formación de fisuras macroscópicas (Figura 12). Ambos efectos resultarían ser un inconveniente en la conformación en frío del material y una limitación de sus aplicaciones posteriores. 5000

4000

σ(MPa)

3000

2000 o

1000

Rec. 875 C 20 min o Rec. 975 C 20 min

0 0

10

20

30

40

50

60

70

% Reducción

Figura 11. Curva esfuerzo-deformación obtenida por ensayos de compresión.

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a) 875ºC

b)975ºC

Figura 12: Aspecto de las probetas sometidas a compresión 4. CONCLUSIONES Los resultados obtenidos en este estudio indican que, en el acero inoxidable dúplex investigado, la modificación de las condiciones del recocido posterior a la laminación en caliente conlleva una notable alteración de la respuesta mecánica del material. En el rango de temperaturas estudiado, 875-975ºC, se ha observado la formación de fase sigma, la cual endurece y fragiliza el acero, de una forma tanto más acusada cuando más alto sea su porcentaje. Para las temperaturas más altas, en torno a 975ºC, aparece una menor cantidad de fase sigma, y en consecuencia las propiedades mecánicas son similares a las obtenidas para el acero recocido mediante condiciones industriales (1010-1080ºC durante 15 minutos). Los ensayos de compresión realizados para simular la laminación en frío posterior a la etapa de recocido, dentro del proceso industrial, indican que para aceros con porcentajes de fase sigma superiores al 10% los esfuerzos que deben aplicarse para una misma deformación son superiores y que además existe el riesgo de generación de fisuras que harían inviable la conformación de este material. Los resultados obtenidos considerando las tres orientaciones respecto a la dirección de laminación indican que las probetas mecanizadas en el sentido transversal presentan mayores valores de resistencia mecánica, de igual manera que las probetas orientadas en el sentido longitudinal muestran un mayor alargamiento. Por lo que hace referencia a los ensayos de impacto tipo Charpy, se observa que en aquellas probetas donde la fisura se encuentra con un número mayor de interfases ferrita/austenita, probetas L-T, los valores de tenacidad serán mayores a los obtenidos para probetas T-L, en las que la fisura avanza en la misma dirección en que se disponen las bandas de austenita y ferrita en el acero. Cabe destacar también que el efecto de la anisotropía sigue manteniéndose para todas aquellas probetas en las que hay presencia de fase sigma. 5. AGRADECIMIENTOS Los autores agradecen la financiación de este trabajo por la CICYT (Proyecto MAT990781) y a la empresa OCAS (Bélgica) por el subministro del material que ha sido utilizado en este proyecto. REFERENCIAS 1. K. Johansson. Duplex stainless steels: Past, present and future. Proceedings Conference 6th World Duplex 2000,Venezia, 13-28, 2000. 2. N. Lopez, M. Cid y M. Puiggali. Influence of σ-phase on mechanical propierties and corrosion resistance of duplex stainless steels, Corrosion Science, 41, 1615-1631, 1999.

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