Aceros microaleados
El estudio y desarrollo de los aceros microaleados involucra muchos aspectos metalúrgicos importantes, tales como mecanismos de aumento de resistencia mecánica, tenacidad y ductilidad, trabajado en caliente, trabajado en frío, recristalización, inclusiones no metálicas, refinamiento de grano y soldabilidad. Con esta variedad de temas metalúrgicos involucrados, su estudio constituye un tema avanzado.
Desarrollo
El término aceros microaleados fue inicialmente utilizado para identificar a una clase de aceros al C de mayor resistencia que contiene pequeñas adiciones de Nb y V. Actualmente el término identifica aceros que, al menos, contienen Al, V, Ti y Nb. Esencialmente contienen menos de 0,1% de estos aleantes ( de a uno o combinados), y poseen una tensión de fluencia dos a tres veces superior a la de un acero al C-Mn. Respecto de su metalurgia (no de su composición química), el término aceros microaleados se utiliza en general para identificar aquellos aceros en los que las pequeñas adiciones de aleantes producen refinamiento de grano y/o precipitación de carburos o nitruros relativamente estables, que producen aumento de resistencia por precipitación. Estos efectos se logran a través de tratamientos térmicos y termomecánicos.
El uso del Nb como aleante en los aceros fue estudiado tempranamente, aunque sus efectos no eran enteramente comprendidos. El Nb tiene gran afinidad con el C y el N. Su precio era muy alto, hasta que se descubrieron yacimientos importantes en Canadá y Brasil (1954-1958). A partir de este suceso, comienzan estudios en prácticamente todas las acerías importantes del mundo. Uno de los factores que hacen atractivo el empleo de Nb (y también del V) es su baja afinidad por el O2, la que permitiría su inclusión en aceros semi-calmados. Los aleantes con alta afinidad por el O2 sólo pueden agregarse a aceros calmados. Los aceros calmados son más caros cuando se los produce en lingotes, tal cual como se lo hacía en los tiempos en que se desarrollaron estos materiales.
Hacia 1963 se reportó que la resistencia mecánica de los aceros al Nb resultaba incrementada luego de la laminación por efecto de la precipitación de carburos de Nb muy finos. Sin embargo, el conocimiento era exclusivamente experimental. Hacia 1966 se comenzó a comprender la aparición de precipitados en interfases y el rol de la temperatura de transformación sobre la dispersión de los precipitados interfaciales. Además se determinó la solubilidad de los carburos, nitruros o carbo-nitruros de Nb, V, Ti y Al, lo que sentó las bases para la comprensión de las cinéticas de precipitación y disolución de estas fases en los aceros. Para fines de los 60' se hacía claro que los aceros de este tipo presentaban un gran potencial de desarrollo, fundamentalmente debido a las ventajas asociadas a los siguientes factores:
La disponibilidad de aceros de mayor resistencia permitiría la fabricación más económica de estructuras, al ser posible emplear menores secciones. El desarrollo logró que, aunque los materiales más resistentes resultaran más caros, el aumento de resistencia fuese proporcionalmente superior al aumento de costo.
Podrían fabricarse vehículos más livianos, con mayor capacidad de carga, conduciendo a menores costos de producción y de operación (menor consumo de combustible y/o mayor capacidad de carga).
La industria del petróleo estaba por entonces creciendo muy rápidamente, y resultaba necesario abordar la construcción de oleoductos de mayor sección que trabajaran a mayor presión, para lo cual era claramente beneficioso contar con aceros de mayor resistencia.
La obtención de incrementos en la resistencia mecánica estaba por entonces mayormente ligada al empleo de mayores contenidos de C y Mn. Sin embargo, esta clase de aceros presenta problemas al soldarlos, ya que desarrolla fisuración o fragilización. Este efecto era muy significativo, ya que la tecnología de fabricación de estructuras había ya abordado decididamente a la soldadura como el proceso de unión más adecuado. Por lo tanto, era necesario incrementar la resistencia mecánica sin reducir la soldabilidad, para lo cuál los aceros microaleados aparecían como una opción adecuada. Un factor adicional que favoreció el desarrollo de los aceros MA fue la realización de estudios básicos y aplicados en las divisiones de investigación y desarrollo de las principales acerías del mundo.
La alta resistencia de los aceros microaleados depende de un número considerable de factores. Hacia mediados de lo 60' se desarrolló la laminación controlada. En este proceso, las últimas etapas de reducción durante la laminación son desarrolladas a menor temperatura, generando menor tamaño de grano de la austenita, con lo cuál se obtendrá ferrita más fina, permitiendo así la obtención de materiales de grano fino directamente a la salida del laminador, con lo que se obtenían mejoras en la resistencia y tenacidad. Adicionalmente se descubrió que el Nb, el Ti y el V, ejercen un notable efecto retardador de la recristalización de la austenita, permitiendo incrementar la reducción en el tamaño de grano. Gracias a este efecto fue posible reducir aún más el contenido de C, manteniendo buena resistencia mecánica y aumentando considerablemente la soldabilidad. En esta etapa del desarrollo comenzaron a ser evidentes los efectos de las impurezas presentes en los aceros. La aparición de numerosas fallas en estructuras soldadas condujo rápidamente al reconocimiento del rol perjudicial de las inclusiones, asociado no sólo a su cantidad, sino también a su morfología y distribución. Con el objeto de redondear las inclusiones más comunes, como óxidos y sulfuros, se comenzó a emplear tierras raras, Cerio, Zirconio, Calcio, con buen resultado. Sin embargo los requisitos continuaban en aumento. En particular se encontraban en desarrollo grandes obras que involucraban el tendido de tuberías en zonas muy frías como Siberia, de gran longitud, que además debían ser de alta productividad, por lo que el requisito de alta resistencia era imprescindible para trabajar grandes diámetros. Para estos usos, la presencia de inclusiones alineadas en las paredes de los tubos condujo, en muchos casos, a fracturas por desgarro longitudinal que eran capaces de avanzar por kilómetros, ya que la misma presión interna alimentaba el proceso de fractura que avanzaba a gran velocidad. Esto remarcó la necesidad de desarrollar aceros de alta tenacidad y bajo tenor de inclusiones, para lo que se desarrollaron técnicas de desulfuración en cuchara, que rápidamente superaron a los métodos de control de morfología de inclusiones.
Todos estos desarrollos hicieron que hacia principios de los 70’el uso de Nb, Ti y V condujera a la obtención de aceros de matriz ferrítica o ferrítico perlítica que superaban los 450 MPa de tensión de fluencia. Poco después se desarrolaron aceros de matríz bainítica o acicular, que alcanzan tensiones de fluencia superiores a los 550 MPa. Durante los 70’el desarrollo apuntó a obtener esos tenores de resistencia al menor costo posible. Paralelamente se desarrollaron numerosas instalaciones que permitían efectuar procesos de laminación y enfriamiento controlados, llevando a cabo la deformación a temperaturas precisas, y enfriando el producto a la tasa deseada.
do a cabo la deformación a temperaturas precisas, y enfriando el producto a la tasa deseada. Sobre fines de los 70’se desarrollaron los aceros Dual-Phase, que presentan una microestructura formada por ferrita y martensita, y poseen muy alta tasa de endurecimiento por deformación. Esta última característica permite conferir un marcado aumento de resistencia mediante deformación plástica, manteniendo una importante reserva de ductilidad, mayor que la exhibida por los aceros ferrítico-perlíticos de resistencia comparable. El endurecimiento por deformación de estos aceros fue mejorado mediante la adición de microaleantes que contribuyen a la refinación de la martensita.
El desarrollo de las técnicas de enfriamiento acelerado durante la laminación permitió la reducción en el contenido de aleantes, ya que no se requería tanta templabilidad, y resultaba posible efectuar la transformación de la austenita a temperaturas relativamente bajas. Esto posibilitó el desarrollo de perfiles de alta resistencia y baja aleación sobre principios de los 80’.
A mediados de los 80 la tecnología de los microaleados se extendió a los aceros de mayor contenido de C, con el objetivo de emplear V para obtener alta resistencia en piezas normalizadas luego de un proceso de forja, procurando evitar la necesidad de realización de un tratamiento de temple y revenido para alcanzar las propiedades mecánicas requeridas. El desarrollo debió superar un problema: las porciones no deformadas de las piezas forjadas, que son mantenidas a T próximas a los 1250°C, presentan un tamaño de grano excesivo, lo que genera una pérdida de tenacidad. Esto fue resuelto mediante la llamada “tecnología del nitruro de Ti”. La adición de Ti en tenores inferiores a los requeridos por el tenor de N disuelto permite formar nitruros muy estables y finos, que a su vez confieren temperaturas de crecimiento de grano superiores a las de forja, permitiendo mantener grano fino aun en las porciones no deformadas de las piezas.
Otro desarrollo interesante vinculado con el uso de microaleantes es el de aceros de alta resistencia y deformabilidad en frío, en forma de chapas delgadas deformadas en frío y recocidas. Este desarrollo se basa en la utilización de Nb y Ti para producir la precipitación de carburos y nitruros, dejando el acero prácticamente libre de solutos intersticiales, originando los “interstitial free steels”.
La gran flexibilidad de ciclos térmicos y deformaciones obtenibles durante el proceso de laminación brindó la oportunidad de controlar las propiedades a través del manejo del C, es decir controlando el tenor de C intersticial y la precipitación de carburos. Esto llevó, hacia mediados de los 80, al desarrollo de los “bake hardening steels”. En estos aceros el tenor de C y N intersticial se mantiene en aproximadamente 0,001%. Con esta composición, los componentes que han sido deformados en frío y son luego sometidos al horneado como parte del proceso de pintado, típicamente a 170°C para automóviles, sufren envejecimiento e incrementan su resistencia en aproximadamente 50 MPa.
Los conceptos de tensión de fluencia y rotura son conocidos por los alumnos de este curso, al igual que los fundamentos del aumento de resistencia por solución sólida, refinamiento de grano y dispersión de partículas. De igual manera, se cuenta con los conocimientos básicos para interpretar el aumento de resistencia ligado a la deformación plástica en frío y a la refinación de la perlita de los aceros. En cambio, los aspectos ligados con la precipitación de carburos y nitruros microaleados no han sido suficientemente descriptos aun.
Solubilidad y Precipitación de Carburos y Nitruros Microaleados
El efecto de aumento de resistencia de las adiciones de microaleantes es producido por la precipitación de partículas finamente dispersas. Estas partículas generan el efecto de endurecimiento por dispersión y/o la refinación del tamaño de grano. Ambos efectos incrementan la resistencia mecánica. Para comprender estos efectos es necesario comprender los factores que controlan la disolución y precipitación de carburos y nitruros. La obtención de granos finos de ferrita requiere en general la presencia de granos finos de austenita previa. Para mantener granos finos durante el proceso de laminación es necesario contar con partículas que permanezcan disueltas a la temperatura de austenización empleada. En cambio, para producir el aumento de resistencia por dispersión es necesario producir la precipitación fresca de partículas de 3 a 5 nanometros de diámetro. Para esto, los elementos necesarios para formar carburos o nitruros deben estar disueltos en la austenita, ya que si estuvieran precipitados con antelación se engrosarían fácilmente. Es claro entonces que se requiere un conocimiento detallado de la solubilidad de estos compuestos y de su comportamiento durante la precipitación. Este estudio ha sido desarrollado en detalle. La Figura 5 ejemplifica el comportamiento de la precipitación de carbonitruros de Nb y Ti en un acero de 0,1% C, 0,009%N, 0,01 Ti, 0,03 Nb en el rango austenítico.
Este diagrama muestra que el Ti está presente en muy baja proporción en la austenita por debajo de los 1200°C. El Nb, en cambio, presenta un comportamiento más gradual para la aparición de sus precipitados entre 1350 y 950°C. El comportamiento presentado en la figura es específico para el acero indicado, y varía notablemente al modificar la composición del material. Sin embargo, algunos aspectos están claramente identificados:
Los nitruros de los distintos microaleantes son menos solubles que sus respectivos carburos.
El nitruro de Ti es mucho menos soluble que los otros carburos y nitruros microaleados.
El carburo de V es mucho más soluble que los restantes carburos y nitruros microaleados.
Estos conocimientos, sumados a la posibilidad de calcular en forma detallada la solubilidad de los distintos carburos/nitruros, permiten definir los contenidos de microaleantes disueltos y el contenido de intersticiales que se encontrará en equilibrio con las partículas. Una consecuencia directa es que la cantidad de carbonitruros no disueltos puede calcularse para cualquier composición de acero, junto con la temperatura a la que se disolverán los carbonitruros. Los carbonitruros no disueltos estarán precipitados como partículas y servirán para controlar la evolución del tamaño de grano a alta temperatura. Otras partículas, en cambio, podrán precipitar a más baja temperatura a partir de una fase sobresaturada, en forma similar al envejecimiento, estudiado para aleaciones de Al.
La disolución de partículas a alta temperatura da las siguientes opciones de proceso: Precipitación en la austenita como resultado de una reducción de la temperatura, ya sea durante enfriamiento lento o durante un período isotérmico a temperaturas en el rango austenítico. Precipitación durante el proceso de descomposición de austenita en ferrita, durante el cuál la solubilidad decrece discontinuamente en la interfase austenita/ferrita. Precipitación luego de la transformación en ferrita, usualmente como resultado de un enfriamiento rápido desde el campo austenítico.
Dentro de los rangos de temperaturas y tiempos asociados a los procesos de laminación en caliente, y en ausencia de deformación, la precipitación de carburos-nitruros en la austenita es sumamente lenta. Sin embargo, esta situación cambia drásticamente cuando se aplica deformación en caliente. La introducción de dislocaciones durante el proceso favorece muy marcadamente la nucleación de precipitados, siempre que la deformación sea llevada a cabo por debajo de la T de solvus de las partículas. Las figuras 6 y 7 muestran la cinética de precipitación de Carbonitruro de Nb y carburo de Ti. En ambos casos el proceso es rápido y se completa en cerca de 1 minuto a 900- 1000°C.
Rol de los Tratamientos Termomecánicos y Térmicos
El efecto de los precipitados está claramente interrelacionado con los procesos de deformación en caliente o en frío, y con los ciclos térmicos. Como ejemplo puede observarse la variación del tamaño de grano en un acero al C en función del tiempo durante procesos de deformación en caliente (Figura 8)
El Nb eleva notablemente la temperatura de recristalización de la austenita, como se observa en la Figura 10.
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