Detalles y Optimización de Aceros para Construcciones de Concreto Armado
OPTIMIZACIÓN DEL PROCESO DE CONFORMADO EN ACEROS …
176
UNIVERSIDAD DEL PAIS VASCO FACULTAD DE CIENCIA Y TECNOLOGÍA Departamento de Física de la Materia Condensada. OPTIMIZACIÓN DEL PROCESO DE CONFORMADO EN ACEROS TRIP (PLASTICIDAD INDUCIDA POR TRANSFORMACIÓN) MEMORIA PARA OPTAR AL GRADO DE DOCTOR PRESENTADA POR: José Carlos García Alonso Bajo la dirección de los doctores: José María San Juan Núñez, Félix Peñalba Díaz Leioa, 2010
Transcript of OPTIMIZACIÓN DEL PROCESO DE CONFORMADO EN ACEROS …
UNIVERSIDAD DEL PAIS VASCO
FACULTAD DE CIENCIA Y TECNOLOGÍA
Departamento de Física de la Materia Condensada.
OPTIMIZACIÓN DEL PROCESO DE CONFORMADO EN
ACEROS TRIP (PLASTICIDAD INDUCIDA POR
TRANSFORMACIÓN)
MEMORIA PARA OPTAR AL GRADO DE DOCTOR
PRESENTADA POR:
José Carlos García Alonso
Bajo la dirección de los doctores:
José María San Juan Núñez, Félix Peñalba Díaz
Leioa, 2010
UNIVERSIDAD DEL PAIS VASCO
FACULTAD DE CIENCIA Y TECNOLOGÍA
DEPARTAMENTO DE FÍSICA DE LA MATERIA CONDENSADA
OPTIMIZACIÓN DEL PROCESO DE CONFORMADO
EN ACEROS TRIP (PLASTICIDAD INDUCIDA POR
TRANSFORMACIÓN)
TESIS DOCTORAL
JOSÉ CARLOS GARCÍA ALONSO
Directores:
Dr. D. José María San Juan Núñez
Catedrático de Metalurgia Física
Dr. D. Félix Peñalba Díaz
Director de División de INASMET-TECNALIA
Leioa, Julio de 2010
La presente Memoria constituye la Tesis Doctoral de D. José
Carlos García Alonso, presentada en el Departamento de Física de
la Materia Condensada de la Facultad de Ciencia y Tecnología de
la Universidad del País Vasco, para optar al grado de Doctor en
Ciencias Físicas.
Este trabajo ha sido realizado en el Departamento de Metalurgia
Física del Centro Nacional de Investigaciones Metalúrgicas
(CENIM-CSIC) y en el Centro Tecnológico INASMET-
TECNALIA, bajo la dirección del Dr. D. José María San Juan
Núñez, Catedrático de Metalurgia Física de la Facultad de Ciencia
y Tecnología perteneciente a la Universidad del País Vasco, y del
Dr. D. Félix Peñalba Díaz, Investigador y Director de División
del Centro Tecnológico INASMET-TECNALIA.
A mis padres.
AGRADECIMIENTOS
En primer lugar, quiero expresar mi agradecimiento a mis directores: al Dr. D. Félix
Peñalba y al Dr. D. José María San Juan por su continuo apoyo, interés y estímulo en la
ejecución y desarrollo de esta Tesis. No solo por sus aportaciones científicas, sin las
cuales este trabajo no hubiese sido llevado a cabo; sino por sus cualidades humanas y su
paciencia.
Agradezco sinceramente al Dr. D. Manuel Carsí, Director del CENIM, y al Dr. D.
Oscar A. Ruano, Vicedirector del CENIM sus constantes consejos, su inestimable
ayuda en la redacción de la tesis y su aliento desde Madrid.
Quiero expresar mi gratitud nuevamente al Dr. Manuel Carsí por su colaboración en las
ideas y la ejecución de los ensayos de torsión en caliente, así como al Dr. D. José
Antonio Jiménez, también del CENIM, por sus aportaciones en la realización de los
ensayos de Difracción de rayos X y de los ensayos mecánicos realizados.
Agradezco al Dr. D. Carlos García de Andrés del CENIM, su colaboración en la
realización de los ensayos dilatométricos realizados. Gracias a mi compañero el Dr. D.
Ángel María Irisarri por su inestimable colaboración en el análisis e interpretación de
las estructuras metalográficas.
Expreso también mi gratitud a D. Juan José Añorga, Mikel Berasarte y Adrián
Intxaurrandieta por su ayuda en la metalografía y su desinteresada colaboración en
microscopía óptica. Hago extensivo el mismo agradecimiento al personal del
departamento de metalografía del CENIM.
Como sería imposible nombrar a todas las personas que me han ayudado, mi más
sincero agradecimiento a todos mis compañeros de INASMET-Tecnalia que de una u
otra forma han colaborado en que esta tesis salga a la luz.
Este trabajo ha sido realizado gracias a la ayuda financiera de la CICYT a través del
proyecto MAT2003-05108.
RESUMEN
El constante desarrollo de los aceros que sigue teniendo lugar actualmente se debe, en
su mayor parte, a la constante necesidad del incremento de sus prestaciones para
mejorar y ampliar sus aplicaciones. Tras el intenso esfuerzo realizado en la mejora de
los aceros HSLA, mediante adiciones de elementos específicos y también por el control
estricto de los parámetros del proceso, las nuevas mejoras se han producido buscando
un “diseño a medida” de los aceros. Para ello, se han diseñado nuevos aceros con
estructuras determinadas, tal es el caso de los aceros de fase doble DP y de los aceros
TRIP de plasticidad inducida por transformación.
Aunque existen numerosos trabajos sobre la influencia de los elementos de aleación y
temperaturas del proceso en las propiedades de los aceros TRIP, no existen trabajos
relativos al estudio de la conformabilidad de estos aceros. Esta Tesis constituye una
contribución directa al conocimiento del proceso de conformado de estos aceros.
Esta Tesis, se ha estructurado en diferentes capítulos:
El Capitulo 1, a modo de introducción, recoge información sobre el desarrollo de los
aceros a lo largo de los últimos años, las diferentes familias de aceros HSLA, y la
definición del fenómeno TRIP. Se explica también brevemente las distintas vías de
obtención de estos aceros.
En el Capítulo 2, se comentan los aspectos teóricos utilizados en los capítulos
posteriores de la Tesis, concentrándose los mismos en el desarrollo de la ecuación de
Zener-Hollomon-Garofalo, en el ensayo de torsión y en el desarrollo de los mapas de
conformado. Asimismo, se presentan las curvas FLD para embutición en frío.
El Capítulo 3, describe el material empleado y trata desde los métodos experimentales
aplicados en el estudio, hasta las técnicas de caracterización aplicadas, con especial
mención al ensayo de torsión. En este apartado, se analizan también las curvas de
calentamiento y enfriamiento continuo, necesarias para definir los tratamientos térmicos
que serán los responsables de aumentar y estabilizar la austenita retenida.
El Capítulo 4, recoge los resultados obtenidos. En este apartado se establecerán desde
los valores óptimos de fabricación de este acero, especialmente en lo que se refiere a su
conformación y tratamiento térmico. Al mismo tiempo se presentarán, los resultados de
su caracterización estructural y mecánica.
El Capítulo 5 constituye la discusión de los resultados. En este, se comentan las razones
que han llevado a esos parámetros del proceso. En concreto, se discuten los parámetros
que satisfacen la ecuación de Zener-Hollomon-Garofalo en los materiales investigados,
los mapas de conformado y sus curvas FLD. Se comparan los valores obtenidos de los
diferentes ensayos para este tipo de acero frente a otros materiales utilizados en la
industria.
El Capítulo 6, recoge las conclusiones más importantes obtenidas en este trabajo.
GLOSARIO DE SÍMBOLOS Y ABREVIATURAS
α Ferrita
γ Austenita
α’ Martensita
δ Ferrita delta
a Parámetro de red (sistema cúbico, tetragonal, hexagonal)
c Parámetro de red (sistema tetragonal y hexagonal)
Ms Temperatura de estabilidad térmica de la martensita.
Temperatura de inicio de la transformación martensítica
fα’ Fracción de martensita obtenida por enfriamiento
fp Fracción de perlita
Re Límite elástico
∆𝐺𝑀𝑠𝛾→𝛼′ Variación de energía libre de Gibbs en la transformación de
austenita a martensita a la temperatura Ms
U Energía mecánica aportada al sistema
𝑀𝑠𝜎 Temperatura de transición entre la transformación asistida por
tensión y la transformación por deformación
Md Temperatura de estabilidad mecánica de la austenita
Md30 Temperatura en la que el 30% de deformación provoca un 50%
de transformación de austenita a martensita
Ar3 Temperatura de inicio de la transformación de austenita a ferrita
proeutectoide en el enfriamiento
Ae Temperatura de transformación del eutéctico
Ac3 Temperatura de inicio de la transformación ferrita-austenita en
el calentamiento
Ac1 Temperatura de finalización de la transformación ferrita-
austenita en el calentamiento
Vγ Fracción de volumen de austenita
Vγ0 Fracción inicial de volumen de austenita
ε Deformación
ζ Tensión
kp Constante experimental relacionada con la estabilidad de la
austenita retenida
p Exponente de la deformación introducido por el efecto
autocatalítico
n Coeficiente de endurecimiento por deformación
ninst Coeficiente instantáneo de endurecimiento por deformación
ζens Tensión obtenida en el ensayo de tracción
eens Deformación obtenida en el ensayo de tracción
r Coeficiente de Lankford
θ1, ϕ, θ2 Ángulos de Euler
(hkl) Índices genéricos de un plano cristalográfico
[mno] Índices genéricos de una dirección cristalográfica
Tf Temperatura de fusión
Γ Par torsor
η Tensión de cizalla
θ Ángulo de giro
𝜃 𝑏 Velocidad de giro
m Coeficiente viscoplástico
N* Coeficiente de endurecimiento (ensayo de torsión)
N Número de vueltas
𝑁 Velocidad del ensayo de torsión
L Longitud de la probeta de torsión
R Radio de la probeta de torsión
cp Calor específico
β Proporción de deformación plástica transformada en calor
t Tiempo
m Sensibilidad a la velocidad de deformación
n Inverso a la velocidad de deformación
A Coeficiente de la ecuación de ZHG
Q Coeficiente de la ecuación de ZHG
Α Coeficiente de la ecuación de ZHG
R Constante de los gases
G Potencia utilizada en la deformación sin cambio de estructura:
contenido disipado
J Potencia responsable de la deformación con cambio estructural:
contenido disipador
ηG Eficiencia de la deformación por el contenido disipado
ηJ Eficiencia de la deformación por el contenido disipador
V1 Primera función de Liapunov
V2 Segunda función de Liapunov
𝑆 𝑖𝑛𝑝𝑢𝑡 Entropía aplicada al sistema
𝑆 𝑜𝑢𝑡𝑝𝑢𝑡 Entropía producida por el sistema
b Vector de Burgers
d Tamaño de grano
G Módulo de cizalla
Δr Coeficiente de anisotropía plana
𝑟 Coeficiente de anisotropía normal
F Fuerza aplicada en el ensayo de tracción
λ Longitud de onda
d Distancia entre planos cristalográficos
θ Ángulo de difracción
D Diferencia de posicionamiento en el ensayo de difracción
Fs Temperatura de inicio de la transformación en ferrita
Ff Temperatura de finalización de la transformación en ferrita
Ps Temperatura de inicio de la transformación en perlita
Pf Temperatura de finalización de la transformación en perlita
fγ Fracción de austenita formada tras tratamiento isotérmico
Avr Exponente de Avrami
thi Espesor de chapa
Z Parámetro de Zener-Hollomon
ABREVIATURAS
TRIP Plasticidad inducida por transformación
ZHG Zener-Hollomon-Garofalo
TWIP Plasticidad inducida por maclaje
LD Proceso de refino de arrabio en acero por inyección de oxígeno
(Linz-Donawitz)
BOS, BOF BOP “Basic Oxygen Steelmaking, Basic oxygen furnace, Basic
oxygen process”. Procesos de refino del arrabio líquido.
BCC Sistema cúbico centrado en el cuerpo
FCC Sistema cúbico centrado en las caras
BCT Sistema tetragonal centrado en el cuerpo
HB Dureza Brinell
HRC Dureza Rockwell C
HSLA Aceros de alta resistencia débilmente aleados
ITT “Impact transition temperature”. Temperatura de transición entre
fractura frágil a dúctil.
ASTM American Standard for Testing Materials
O.D.F. Oriented distribution Function
DP Acero de fase doble: ferrita - martensita
BH Acero endurecible por recocido
Mart Acero martensítico
IF Acero libre de elementos intersticiales
FLD Curva límite de embutibilidad
TTT Curvas de transformación isotérmica
CCT Diagrama de enfriamiento continuo
CHT Diagramas de calentamiento continuo
SEM Microscopia electrónica de barrido
EDS Espectrometria por energias dispersadas
ICDD “International Center for Diffraction Data”
EBSD Difracción por electrones retro-dispersados
CQ Calidad comercial (de cara a su embutición)
DQ Calidad de embutición
DDQ Calidad de embutición profunda
EDQ Calidad de embutición extra profunda
ÍNDICE
1 INTRODUCCIÓN ..................................................................................................... 1
1.1 Antecedentes...................................................................................................... 1
1.2 Constituyentes estructurales. Características..................................................... 5
1.3 Aceros de alta resistencia débilmente aleados (HSLA): evolución................. 11
1.4 El fenómeno TRIP ........................................................................................... 15
1.5 Obtención de aceros TRIP ............................................................................... 20
1.6 Familias de aceros TRIP .................................................................................. 26
1.7 Características mecánicas de estos aceros ....................................................... 27
1.8 Métodos de conformado. Aparición de texturas.............................................. 30
1.9 Aplicación de estos aceros al sector de automoción. Aportación a la seguridad
38
1.10 Desafíos de estos aceros para su aplicabilidad industrial ................................ 39
2 ASPECTOS TEÓRICOS .......................................................................................... 41
2.1 Simulación mediante torsión del conformado en caliente ............................... 41
2.1.1 Ensayos de torsión .............................................................................................. 41
2.1.2 Ecuación fenomenológica de Zener-Hollomon-Garofalo (ZHG) ........................ 46
Modelos teóricos de la deformación ..........................................................................47
Mecanismos de deformación en los fenómenos de fluencia ......................................52
Competencia entre mecanismos de deformación ......................................................55
2.1.3 Curvas de ductilidad en caliente. Mapas de conformado .................................... 57
Mapas de conformado ...............................................................................................57
2.2 Deformación experimental en el dominio austenítico ..................................... 66
2.3 Variables y ensayos que caracterizan la deformación en frío ......................... 68
2.3.1 Índices de Lankford, “r” y “n” ............................................................................ 68
2.3.2 Ensayo de conformado en frío: Nakazima. Curva límite de embutibilidad (FLD:
“Forming Limit Diagram”) ................................................................................................ 70
3 TÉCNICAS EXPERIMENTALES ............................................................................ 75
3.1 Material............................................................................................................ 75
3.2 Equipos utilizados ........................................................................................... 77
3.2.1 Análisis dilatométricos ....................................................................................... 77
3.2.2 Máquina de ensayos de torsión ........................................................................... 80
3.2.3 Ensayos de tracción ............................................................................................ 82
3.2.4 Caracterización microestructural ........................................................................ 83
Microscopía óptica .....................................................................................................83
Análisis de imagen .....................................................................................................84
Microscopía electrónica de barrido ............................................................................84
EBSD ...........................................................................................................................85
Difracción de Rayos-X.................................................................................................87
4 RESULTADOS ........................................................................................................ 91
4.1 Composición de los materiales estudiados ...................................................... 91
4.2 Cinética de la transformación austenítica ........................................................ 91
4.2.1 Diagrama CHT. Transformación en el calentamiento continuo .......................... 91
4.2.2 Diagrama CCT. Transformación en enfriamiento continuo ................................ 95
4.3 Tratamientos térmicos para la obtención del acero TRIP ............................... 97
4.4 Estudio del comportamiento a la deformación a alta temperatura ................ 102
4.5 Caracterización microestructural y mecánica de los aceros TRIP obtenidos 109
4.5.1 Resultados microestructurales .......................................................................... 109
4.5.2 Propiedades mecánicas y texturas cristalográficas ............................................ 115
4.6 Estudio de caracterización del conformado en frío ....................................... 120
5 DISCUSIÓN DE RESULTADOS .......................................................................... 121
5.1 Cinética de la transformación austenítica ...................................................... 121
5.2 Tratamientos térmicos para la obtención del acero TRIP ............................. 121
5.3 Estudio del comportamiento a la deformación a alta temperatura ................ 124
5.3.1 Parámetros óptimos de conformado en caliente ................................................ 126
5.4 Propiedades mecánicas de los aceros TRIP obtenidos .................................. 132
5.5 Texturas cristalográficas del acero TRIP estudiado. ..................................... 133
5.6 Estudio de caracterización del conformado en frío ....................................... 135
6 CONCLUSIONES ................................................................................................. 139
7 ANEXOS ................................................................................................................ 143
Anexo 1: Preparación de la palanquilla para laminación en caliente ....................... 143
Anexo 2: Ternas de datos obtenidos del ensayo de torsión sobre el acero TRIP-2. . 144
Anexo 3. Código Matlab para la determinación de los coeficientes de la ecuación de
Zener-Hollomon-Garofalo ........................................................................................ 145
Anexo 4: código en lenguaje Matlab utilizado para la determinación de las gráficas de
rendimiento y estabilidad.......................................................................................... 146
8 BIBLIOGRAFÍA .................................................................................................... 147
1
1 INTRODUCCIÓN
1.1 Antecedentes
El acero es un material que no existe en la naturaleza en su estado natural, sino que está
constituido por una aleación de hierro y carbono en proporciones no superiores al 2,1%
en peso. Ha sido tras el cobre y bronce, uno de los primeros materiales estructurales
utilizados por el ser humano y durante siglos ha sido el material básico en el desarrollo
del mundo. De hecho, los primeros hallazgos de la metalurgia del hierro datan del
segundo milenio antes de nuestra era [DUR03]. Antes incluso de conocer su naturaleza,
ya era conocida la mejora que aportaba a ciertos utensilios fabricados de hierro la
incorporación del carbono en su composición. Una aportación del 0,005% en peso de
carbono quintuplica el límite elástico del hierro base. Buen ejemplo de las mejoras que
aportaba el acero en su antigüedad era su utilización como material básico para la
fabricación de espadas [AZP99]. Su evolución en la historia va en paralelo con el
conocimiento del material. En una primera etapa, de forma casual y posteriormente de
forma intencionada, el mineral de partida y, sobre todo, el método de fabricación,
introducían una cierta cantidad de carbono en el hierro y que una vez procesado, daba
lugar al nuevo material, el acero.
Con el paso del tiempo, junto con el mayor conocimiento de sus características
intrínsecas y estructurales, se desarrollan nuevos aceros mediante la adición de otros
elementos en la aleación y diferentes tratamientos térmicos y termo-mecánicos a los que
se somete en su proceso de fabricación. El acero ha experimentado un espectacular
desarrollo a lo largo del siglo XX centrado en la especialización de sus aplicaciones:
aceros para construcción, para muelles, para altas temperaturas, resistentes a la
corrosión, a fluencia, etc., todo ello junto con un mantenimiento de los precios que hace
que, desde el punto de vista competitivo, pueda seguir haciendo frente al avance de
otros materiales metálicos en contra a lo que se auguraba en la segunda mitad del
pasado siglo. Este sostenimiento de los precios se debe a tres hitos fundamentales: el
desarrollo del horno alto, que facilita la producción líquida de hierro en grandes
2
cantidades; el desarrollo del horno eléctrico para fusión; el de convertidores y hornos
para la realización de la metalurgia secundaria con y sin vacío para el afino y un fuerte
desarrollo del proceso de colada continua. Esto ha permitido mantener una elevada
productividad con alta calidad y a bajo coste.
Desde un punto de vista económico, el acero también es considerado como material
estratégico. De hecho, uno de los indicadores de medida del desarrollo industrial de un
país es su producción y consumo de acero [WOR09], junto a otros parámetros de
medida que también suelen ser utilizados: consumo de petróleo, balanza comercial, etc.
La Figura 1 muestra la evolución de la producción mundial de acero entre 1950 y 2008.
La Tabla 1 recoge la producción de acero de los principales países productores entre los
años 2005 y 2008.
Figura 1: Evolución de la producción anual de acero en los últimos años (1950-2008) [WOR09].
En la Figura 2 se muestra la distribución geográfica de la producción de acero en el año
2006, cabe destacar la fortaleza del mercado chino tanto en producción como en
consumo, cuyos valores se aproximan a la tercera parte del mercado mundial.
3
País 2008 2007 2006 2005
Puesto Prod. Puesto Prod. Puesto Prod. Puesto Prod.
China 1 500,3 1 489,9 1 422,7 1 355,8
Japón 2 118,7 2 120,2 2 116,2 2 112,5
EE.UU. 3 91,4 3 98,1 3 98,6 3 94,9
Rusia 4 68,5 4 72,4 4 70,8 4 66,1
Corea del Sur 6 53,6 6 51,5 5 48,5 5 47,8
Alemania 7 45,8 7 48,6 6 47,2 6 44,5
India 5 57,8 5 53,1 7 44,0 7 40,9
Ucrania 8 37,3 8 42,8 8 40,9 8 38,6
Brasil 9 33,7 9 33,8 10 30,9 9 31,6
Italia 10 30,6 10 31,6 9 31,6 10 29,3
Turquía 11 26,8 11 25,8 11 23,3 11 21,0
Francia 14 17,9 13 19,3 13 19,9 12 19,5
Taiwán 12 19,9 12 20,9 12 20,2 13 18,9
España 13 18,6 14 19,0 14 18,4 14 17,8
Méjico 15 17,2 15 17,6 15 16,3 15 16,2
Canadá 16 14,8 16 15,6 16 15,4 16 15,3
Reino Unido 17 13,5 17 14,3 17 13,9 17 13,2
Bélgica 18 10,7 18 10,7 18 11,6 18 10,4
Sudáfrica 20 8,3 20 9,1 21 9,7 19 9,5
Irán 19 10,0 19 10,1 20 9,8 20 9,4
MUNDO 1329 1351 1244 1141
Tabla 1: Producción de acero (millones de toneladas) entre los años 2005-2008 en varios países
[WOR09].
Figura 2: Principales productores y consumidores de acero
4
Este desarrollo del acero ha ido encaminado hacia la selección apropiada entre los
distintos tipos de aceros; es decir, disponer de un material con las mejores propiedades
específicas para cada producto final. Entre los sectores que consumen acero en
cualquiera de sus variedades, se podría citar los siguientes:
Ingeniería civil: puentes, construcción de edificios, grúas.
Transporte: ferrocarril, automóvil, construcción naval, aviación.
Industria: recipientes a presión, tuberías, piezas.
Otros usos: escultura, medicina, militar.
La Figura 3 indica los flujos del balance de masa del acero, tipos en función del proceso
de fabricación, sus aplicaciones, usos y capacidad de reciclaje.
Figura 3: Distribución en la producción y uso del acero [ECO08].
Finalmente, la Figura 4 muestra la distribución mundial en cuanto a las dos vías de
fabricación de acero líquido: acería integral con convertidores al oxígeno o acero
obtenido en horno eléctrico.
5
Figura 4: Relación entre los procesos de obtención de acero (año 2008) [EUR09]
1.2 Constituyentes estructurales. Características
El acero es una aleación de hierro y carbono, que suele llevar otros elementos de
aleación para la mejora de sus características.
El acero en las primeras épocas de su desarrollo a escala industrial se ha obtenido
mediante convertidores Bessemer o Siemens (introducidos en la década de 1860) y que
partían de arrabio obtenido en el horno alto a partir de los minerales de hierro, de
“coke” y otros fundentes. En los últimos 25 años, en las siderurgias integrales, el arrabio
procedente del horno alto se procesa a acero mediante convertidores al oxígeno tipo LD
(también conocido como BOS, BOF o BOP). A medida que el consumo de acero ha
sido mayor y con ello la cantidad de chatarra producida y debido, también, a las crisis
económicas de las siderurgias integrales del siglo XX, por la necesidad de producir un
tonelaje de acero cada vez más alto para asegurar su viabilidad económica (actualmente,
6-7 millones de toneladas/año), la tendencia de la industria del acero ha sido obtener
acero a partir de chatarra, la cual es fundida en hornos eléctricos en las denominadas
acerías de horno eléctrico, ya que permiten una mayor flexibilidad en la producción de
las diferentes calidades, con un coste más ajustado. En cualquiera de los casos, el
proceso de solidificación desde su estado líquido se realiza habitualmente mediante
colada continua. Durante el enfriamiento en la colada continua se suelen obtener ciertas
fases constituyentes en su estructura.
La Figura 5 muestra el diagrama de equilibrio de los constituyentes básicos del acero, es
decir: Fe-C.
6
Figura 5: Diagrama hierro carbono [MIM00]
A continuación se realiza una breve descripción de las fases más comunes que aparecen
en los aceros. Estas son las siguientes:
Ferrita:
La ferrita es una solución sólida de hierro con carbono y otros elementos de aleación,
tales como silicio, cromo, manganeso y níquel como elementos más usuales. Cristaliza
en el sistema cúbico centrado en el cuerpo BCC con un parámetro de red a=0,28664 nm.
Según el diagrama hierro-carbono, muy poco carbono (0,022% en peso) puede llegar a
ser disuelto en la ferrita incluso a la temperatura eutectoide (727ºC), a temperatura
ambiente la solubilidad del carbono es todavía menor (0,005% en peso). Cuando el
carbono excede el límite de solubilidad se forma otra fase denominada cementita que es
en realidad un carburo de hierro.
La resistencia de un acero ferrítico viene principalmente determinada, además del
carbono y de los otros elementos en solución, por su tamaño de grano. Una forma
sencilla de estabilizar la ferrita es añadiendo elementos que sean capaces de estabilizarla
denominados alfágenos: Si, W, Mo, Ti, V, Nb, Al, P, Sn y Sb.
7
En general las características mecánicas de la ferrita son las siguientes: Una dureza de
90 HB, una carga de rotura en torno a los 300 MPa y un alargamiento alrededor de un
40%.
Cementita:
Es un constituyente que cristaliza en el sistema ortorrómbico, se trata realmente de un
carburo de hierro: Fe3C, es frágil y su dureza está en torno a los 700 HB, por lo que
resulta ser el constituyente más duro de los aceros.
Austenita:
Según el diagrama hierro-carbono, no debería existir a temperatura ambiente. De todas
formas, en ciertos aceros muy aleados puede ser la microestructura principal. En estos
aceros tiene que haber suficiente cantidad de elementos que estabilicen la austenita a
temperatura ambiente denominados elementos gammágenos. Entre estos los más
utilizados son el carbono, el nitrógeno, el manganeso y el níquel.
Su estructura cristalina es cúbica centrada en las caras FCC, con parámetro de red
a=0,3639 nm o, en función del carbono que está disuelto en ella, a=0,3548+0,0044(%C)
nm. Dispone de algunas propiedades deseables: tiene tenacidad a bajas temperaturas,
excelente soldabilidad y no es magnética. Pero con algunas desventajas: su elevado
precio (por los elementos de aleación), su relativamente bajo límite elástico y por no
poder ser endurecida más que por trabajo en frío, solución sólida intersticial o por
precipitación. Su dureza ronda los 300 HB.
Perlita:
Es un compuesto eutéctico, mezcla de dos componentes, formado al solidificar la
austenita con 0,78% de carbono en su composición. Se forma por enfriamiento del acero
por debajo de la temperatura del eutéctico (727ºC).
Su aspecto al microscopio es de forma laminar, con capas alternas formadas por láminas
de cementita, negras y de ferrita, blanca. Es decir, láminas de un carburo muy duro y
láminas de otro constituyente blando y dúctil. La dureza oscila alrededor de los 250 HB.
8
Las propiedades de este tipo de microestructura vienen determinadas por el espesor y
espaciado entre láminas y el tamaño de los granos; por ejemplo, la resistencia al
desgaste mejora cuando el espaciado interlaminar disminuye. El espesor de las láminas
de la cementita tiene también una cierta influencia en las propiedades; las láminas finas
se pueden deformar más fácilmente que las gruesas, que tienden a agrietarse durante la
deformación.
Esta microestructura presenta una buena resistencia, dureza y resistencia al desgaste,
pero tienen una baja ductilidad y tenacidad.
Bainita:
La bainita es un compuesto de ferrita y cementita; pero en este caso la ferrita tiene una
morfología acicular y los carburos están dispuestos como partículas discretas. Esta
morfología confiere a los aceros bainíticos una buena resistencia y una aceptable
tenacidad. Sus formas son más complejas que las estructuras anteriores, durante años se
han dividido en dos grupos: la bainita superior y la bainita inferior (denominaciones
derivadas de la región de temperaturas a las cuales se forma la bainita) constituidas por
precipitación de carburos de hierro en ferrita. La dureza de la bainita inferior es mayor
que la de la bainita superior de 40 frente a 60 HRC respectivamente. También la
tenacidad de la bainita inferior es mayor.
Aparentemente la bainita superior presenta, al microscopio óptico, un aspecto menos
acicular que la inferior; las verdaderas diferencias se aprecian al microscopio
electrónico, en la bainita superior los carburos se forman en las juntas de las lajas o
agujas, mientras que en la bainita inferior los carburos se forman en planos
cristalográficos determinados dentro de las lajas.
Como en la fabricación de los aceros, estos se someten a enfriamientos continuos, y no
a mantenimientos isotérmicos, los términos superior e inferior no son actualmente muy
utilizados y se han definido nuevas denominaciones de acuerdo a su morfología
[PER04]:
Clase 1, B1: ferrita acicular con carburos dentro de las agujas (reemplazaría al
término bainita inferior).
9
Clase 2, B2: ferrita acicular con carburos o láminas de cementita o austenita
entre agujas (reemplazaría al término bainita superior)
Clase 3, B3: ferrita acicular con islas de martensita o austenita dispersas.
Clase 4, B4: bainita globular, producto de la transformación intermedia de la
austenita con una estructura globular [KRE97]
Martensita:
Esta fase se forma cuando el carbono presente en la austenita FCC, no es capaz de
acomodarse en la estructura de la ferrita BCC al enfriar la primera. Es esencialmente
una solución supersaturada de carbono en hierro. La cantidad de carbono en la
martensita supera con creces el contenido en carbono de la ferrita, es por ello que la red
original de la ferrita BCC se distorsiona para alojar a los átomos de carbono y se
convierte en tetragonal centrada en el cuerpo BCT. Los parámetros de red en función
del contenido en carbono son [COR02]:
𝑎 = 0,2861 − 0,0113 %𝐶 𝑛𝑚 , , 𝑐 = 0,2861 + 0,0116(%𝐶)𝑛𝑚
En aceros de baja aleación esta saturación se consigue mediante un enfriamiento muy
rápido para evitar la formación de ferrita, carburos, perlita o bainita; algunos aceros
muy aleados pueden formar la martensita en un enfriamiento al aire.
La microestructura de la martensita se puede clasificar en dos tipos: martensita en forma
de lajas o agujas, y en forma de láminas (esta suele presentar además una especie de
línea central), la primera se forma cuando el contenido en carbono es de hasta un 0,6%
aproximadamente, y en forma de láminas cuando el carbono está por encima de un 1%.
Se suele intentar evitar la aparición de martensita laminar ya que suele presentar
microgrietas.
La transformación martensítica se produce sin difusión, (sin nucleación y crecimiento).
Se la denomina “displaciva”, es decir, con ligeros desplazamientos de la posición de los
átomos en la estructura austenítica. Se produce para cada composición de material al
alcanzar una determinada temperatura Ms, que es la temperatura que caracteriza la
estabilidad térmica de la austenita. Todos los elementos, excepto el Co y Al,
disminuyen Ms incluido el carbono. Existen fórmulas empíricas que determinan la
10
temperatura Ms de acuerdo a la concentración de los elementos de aleación. Por ejemplo
la ecuación de Andrews [GOR04]:
𝑀𝑠 = 539 − 423 𝐶 − 30,4 𝑀𝑛 − 17,7 𝑁𝑖 − 12,1 𝐶𝑟 − 11,0 𝑆𝑖 − 7,0(𝑀𝑜) (1)
Válida en el caso de aceros de baja aleación con un carbono menor del 0,6% en peso.
Cuando hay suficientes elementos de aleación, Ms puede estar por debajo de la
temperatura ambiente y entonces la transformación es incompleta y se obtiene austenita
retenida a dicha temperatura. La siguiente ecuación de Koistinen y Marburger [TAK02,
MAT02] describe el contenido de martensita en función de la temperatura alcanzada en
el enfriamiento por debajo de Ms.
𝑓𝛼′ = 1 − 𝑒𝑥𝑝 −1,10𝑥10−2 ∆𝑇 (2)
Aunque las características mecánicas de la martensita dependen del contenido en
carbono, en general se puede indicar como valores promedio una dureza entre 55 y 65
HRC (550-700 HB); aunque puede alcanzar una carga de rotura de aproximadamente
2000 MPa y presenta alrededor de un 1,5% de alargamiento [TAR99].
En general, los aceros templados en los que se ha formado martensita presentan
elevados niveles de dureza y resistencia. Sin embargo, su fragilidad y falta de tenacidad
son notables lo que limita su utilización en aplicaciones estructurales. Para evitar estas
desventajas, suele ser común aplicar un tratamiento térmico de revenido a las piezas
templadas con objeto de aumentar su ductilidad y tenacidad, aún a pesar de reducir en
cierta medida su dureza y resistencia. Este tratamiento de revenido, facilita una difusión
de los átomos de carbono y la reacción de este para formar carburos con los elementos
presentes, de esta forma la energía interna de la red disminuye, y con ello la dureza y
resistencia iniciales. Por tanto con este tratamiento se consigue una mejora en la
ductilidad y tenacidad sobre la estructura resultante: martensita revenida.
Una correcta selección del tiempo y temperatura de revenido para cada tipo de acero le
aportará las características mecánicas deseadas, incluso es posible conseguir una mejora
en la estabilidad dimensional de la pieza por la liberación de parte de las tensiones
11
creadas por el temple. Así por ejemplo, el acero 1050 (0,5% C en peso) que presenta
una dureza de aproximadamente 60 HRC tras un temple, puede verse reducida hasta 40
HRC tras un revenido durante 2 h a una temperatura de 425 ºC.
1.3 Aceros de alta resistencia débilmente aleados (HSLA): evolución
Una de las principales demandas de la industria, y uno de los puntos de partida del
desarrollo del acero, es llegar a disponer de un material capaz de aguantar una gran
tensión sin agrietarse ni romperse. Tener una elevada resistencia mecánica a ser posible
sin perder su nivel de alargamiento, propiedades estas que suelen ser antagónicas; a
mayor resistencia los aceros presentan menor alargamiento.
En las primeras épocas de utilización del acero, cuando se trataba de obtener mayores
resistencias, el problema se reducía a aumentar la sección y dimensión de la pieza a
utilizar. Por ejemplo, si se utilizaba un acero cuyo límite de rotura sea de 400 MPa y se
estima que debe soportar 5000 kg, sin tener en cuenta factores de seguridad ni
alargamientos, necesitaríamos una sección de 123 mm2. Si ese mismo acero tuviese que
soportar una carga 4 veces mayor (20000 kg), la sección necesaria se incrementaría en
la misma cuantía, hasta 490 mm2 (también 4 veces la sección inicial).
Posteriormente, se comprobó que la adición de elementos de aleación, también podía
mejorar ciertas características mecánicas, lo que les convertía en candidatos apropiados
para la obtención de aceros con mejores prestaciones. Sin embargo, al mismo tiempo
introducía ciertas desventajas que les hacía desaconsejables para otras aplicaciones. Por
ejemplo, la adición de carbono aumenta el límite elástico y la resistencia a la tracción,
no obstante, perjudica notablemente la soldabilidad de ese acero. Desde un punto de
vista económico, hay que considerar también que la adición de más elementos de
aleación supone un encarecimiento del producto.
A partir de los años 70 y debido a las crisis del sector energético, los productores buscan
una mayor rentabilidad y los consumidores solicitan materiales y estructuras más
ligeras, sin que por ello disminuyan sus prestaciones y a ser posible incluso que
mejoren. Con estas nuevas consideraciones, se desarrollan nuevos procesos de
12
fabricación partiendo de los aceros denominados de baja aleación más económicos,
cuya concentración de elementos, sin contar al carbono (que está por debajo de 0,2%),
no es superior al 5%, con los que se busca alcanzar las mejores prestaciones posibles, en
concreto obtener mejoras en la resistencia y ductilidad de los mismos. Los aceros
obtenidos mediante estos desarrollos se engloban en los denominados “aceros de
elevada resistencia, débilmente aleados” (HSLA, de sus siglas en inglés).
En la primera familia de aceros con estas características, el aumento de las propiedades
mecánicas de estos, límite elástico y resistencia, se consiguió introduciendo elementos
de aleación adicionales. Estos elementos actúan mejorando las propiedades estructurales
cuando se incorporan en forma de solución sólida en la ferrita. La Tabla 2 muestra el
aumento experimentado en el límite elástico por cada 1% de elemento introducido.
Elemento Re (MPa)
C +4800
N +4800
P +600
Sn +150
Si +80
Cu +40
Mn +30
Ni +5
Cr -30
Tabla 2: Influencia de los elementos de aleación en el límite elástico y en la temperatura de
transición [PER04].
Otro parámetro importante a considerar en la selección de materiales es la tenacidad.
Esta puede ser medida como la temperatura de transición frágil-dúctil, ITT (temperatura
a la cual, el material experimenta un cambio de fractura frágil a dúctil en el ensayo de
resiliencia). Este valor también se ve afectado por la presencia de elementos de aleación
a través de la relación establecida por Gladman [GLA77].
𝐼𝑇𝑇 º𝐶 = 19 + 44 %𝑆𝑖 + 700 (%𝑁) + 220𝑓𝑝 − 11,5. 𝑑−1/2 (3)
13
Con “fp” fracción de perlita (válido si “fp”<=30%) y “d” tamaño de grano de la ferrita
(mm)
De esta relación se comprueba la influencia desfavorable de ciertos elementos.
Directamente el silicio y nitrógeno incrementan la temperatura de transición y el
carbono de manera indirecta como elemento favorecedor de la formación de perlita
Atendiendo exclusivamente al límite elástico, elementos tales como el carbono,
nitrógeno, fósforo y estaño serían interesantes elementos de aleación, pero considerando
la tenacidad del acero, serían elementos que fragilizarían excesivamente el material.
El manganeso ha resultado ser el elemento más interesante, ya que a medida que se
incrementa en la composición, aumenta la templabilidad del acero. Esta viene a ser la
capacidad de transformar la austenita en estructuras más duras: martensita o bainita con
enfriamientos no excesivamente rápidos. Por el contrario, la aparición de estas
estructuras por enfriamiento al aire puede ocasionar una disminución en la tenacidad.
Una segunda familia de aceros de alto límite elástico lo constituyen aceros que
mantienen una concentración de 1,5% de manganeso, pero en los que se inhibe el
crecimiento del grano austenítico y por tanto, en el posterior enfriamiento, se consiguen
granos de ferrita más finos. El retraso en el crecimiento de los granos de austenita se
logra mediante precipitados pequeños (de tamaño nanométrico) ya que realizan el
“pinzamiento” de las juntas de grano en su desplazamiento. Históricamente el primer
afinador utilizado fue el aluminio que al combinarse con el nitrógeno libre presente en
la austenita forma nitruro de aluminio AlN. Actualmente se utiliza el niobio ya que
también precipita en tamaño nanométrico en forma de NbN o NbC y también titanio,
para porcentajes en peso de carbono medios y altos.
Una tercera familia de aceros de elevada resistencia surge de la posibilidad que aportan
algunos elementos de combinar los dos fenómenos anteriores: el endurecimiento
estructural de la ferrita, y la inhibición del crecimiento del tamaño de grano austenítico.
En concreto se utilizan niobio, titanio y sobre todo vanadio. El precipitado de AlN de la
segunda familia no endurece la ferrita ya que no son lo bastante pequeños. Las
14
cantidades utilizadas de Nb y V, cuyos rangos de concentración no suelen sobrepasar un
0,15% en peso permiten, por una parte retardar el crecimiento del grano austenítico, y
por otra, mantener una cierta cantidad solubilizada en la austenita para poder precipitar
posteriormente en la ferrita. Se diferencian de la segunda familia en que combinan los
efectos del retraso en el crecimiento del grano austenítico (propio de la segunda familia)
con el endurecimiento estructural de la ferrita (propio de la primera familia). A esta
familia de aceros se la denomina habitualmente aceros microaleados [PEÑ91].
Una última familia de estos aceros se desarrolla cuando se trata de conseguir un efecto
de retardo sobre la recristalización dinámica de la austenita con los microaleantes
utilizados. En los procesos de conformado en caliente, se establece un equilibrio entre el
endurecimiento debido a la deformación, y el reblandecimiento inducido por la
recristalización, producida por el efecto de la temperatura, en la que se generan nuevos
granos equiáxicos nacidos de las juntas de los granos deformados. Se trata de impedir la
recristalización de la austenita y así, tras la laminación en caliente, obtener una austenita
deformada. De esta forma, al transformarse en ferrita en su enfriamiento, se consiguen
granos de muy pequeño tamaño (de hasta 5 micras, o su equivalente ASTM 12). A este
proceso se le denomina laminación controlada. Evidentemente, estos aceros elaborados
mediante laminación controlada suelen utilizarse en estado bruto de laminación. En
ciertos casos, es posible realizar tratamientos térmicos muy específicos diseñados para
mantener los tamaños de grano obtenidos en el proceso. Un tratamiento térmico
convencional posterior podría perjudicar el estado previo.
Otra estrategia novedosa seguida por la industria para conseguir elevadas resistencias
con alargamientos razonables ha sido la de “diseñar” aceros con las fases apropiadas
para obtener las características solicitadas. Se ha comentado ya que, por ejemplo, la
ferrita es una fase con gran alargamiento pero con baja resistencia, por el contrario la
martensita presenta unas propiedades casi opuestas. Si un acero se “construye” con
ambas fases, es de suponer que presente una resistencia aceptable sin sacrificar su
alargamiento. Este tipo de aceros existen y se denominan aceros de fase doble, en la
terminología inglesa “dual phase steels”.
15
Una posterior evolución de este tipo de aceros, se llevó a cabo con la sustitución de la
martensita por bainita, y manteniendo una cierta cantidad de austenita retenida para
beneficiarse del denominado efecto TRIP, que se explicará a continuación. Estos aceros
multifásicos, por la presencia de varias fases, se denominan aceros TRIP y son el objeto
de esta Tesis.
1.4 El fenómeno TRIP
Hace tiempo que se tiene constancia del endurecimiento que experimentan los
materiales al ser deformados. A este endurecimiento se le denomina endurecimiento por
deformación y produce un aumento en la acritud del material. En este fenómeno no
interviene ningún cambio en la estructura, simplemente, los granos presentes tienden a
alargarse en la dirección de la deformación y se produce un aumento en la densidad de
dislocaciones, este induce un aumento en la energía interna del sólido, que a su vez
dificulta el desplazamiento de estas provocando un aumento en la dureza y la resistencia
del material. Esta energía interna del material, puede ser eliminada aportando una cierta
energía de activación (normalmente en forma de calor) en el denominado proceso de
restauración y recristalización, donde ese material reduce la dureza añadida en el
proceso de deformación.
Un nuevo fenómeno fue observado en los años 60 por Zackay [MAN03, ZAC60],
estudiando aceros inoxidables con elevada concentración de níquel en su composición:
C: 0,2-0,3%; Cr: 0,8%; Ni: 8-20%; Mo: 3-4%; Si: 0,2%.
Sobre este tipo de acero, austenítico de partida, observó un cambio de fase y un
endurecimiento debido exclusivamente a la deformación realizada. Se comprobó que
este endurecimiento se debía a un cambio en la estructura, en el que una parte de la
austenita inicial se había transformado en martensita (constituyente más duro que la
austenita de partida) y sin realizar ninguna variación de temperatura. A este fenómeno
se le denomina efecto TRIP (“TRansformed Induced Plasticity”; plasticidad inducida
por transformación).
16
Los aceros TRIP de baja aleación presentan el mismo fenómeno observado por Zackay,
pero reduciendo la cantidad de elementos de aleación para abaratar los costes de materia
prima. Estos aceros que no son austeníticos de partida, mantienen una pequeña fracción
de austenita tras el proceso de obtención, y pueden ser considerados como un tipo de
acero HSLA. La mejora en cuanto a resistencia se consigue mediante el control de los
parámetros de fabricación con objeto de obtener un acero con estructura multifásica.
Son denominados de esta manera ya que presentan dos fases mayoritarias: ferrita y
bainita y otra en menor proporción: austenita, necesaria para la transformación de ésta
en martensita.
No se trata únicamente de transformar la austenita en martensita, ya que ésta se puede
producir por enfriamiento rápido de la austenita al atravesar la temperatura crítica Ms,
de igual forma que se produce en el proceso de temple, sino de que esta transformación
se produzca incluso a temperaturas superiores a Ms.
La explicación del fenómeno TRIP desde un punto de vista termodinámico sería la
siguiente, Figura 6.
Figura 6: Representación de la energía libre frente a la temperatura en la transformación austenita
martensita [CAH96].
Una vez determinadas las energías libres de Gibbs tanto de la austenita como la de la
martensita, existe una temperatura a la que ambas presentan la misma energía a una
temperatura T0. A esta temperatura se puede afirmar que ambas fases se encuentran en
equilibrio termodinámico.
17
A partir de los diagramas de enfriamiento continuo, se conoce también la existencia de
una temperatura de inestabilidad térmica de la austenita Ms que al ser alcanzada, se
produce una transformación de la austenita en martensita γ→α’. Dicha transformación
se produce por debajo de esa temperatura porque justo en ese punto, la energía
impulsora de la transformación ∆𝐺𝑀𝑠𝛾→𝛼′
es el valor umbral necesario para que la
austenita se transforme en martensita. Es decir, por debajo de la temperatura Ms, se
sobrepasa la energía umbral del cambio de fase y este es viable. En general, se tiene que
Ms<T0 (la temperatura de inestabilidad térmica de la austenita es menor que la
temperatura de equilibrio entre austenita y martensita). Esta energía se asocia al sub-
enfriamiento que se requiere, ya que hay que aportar una energía para crear las
interfases martensita-austenita, y también la energía de acomodación elástica o plástica
de ambas fases.
Sin embargo, es posible que a temperaturas superiores a Ms, e inferiores a T0, como por
ejemplo a la temperatura T1 indicada en la Figura 6, se produzca una transformación de
austenita en martensita. Para ello, a la diferencia de energías libres a esa temperatura
∆𝐺𝑇1𝛾→𝛼′
, se le debe aportar energía mecánica U en forma de tensión aplicada que dé
lugar a una deformación. Como resumen:
∆𝐺𝑀𝑠𝛾→𝛼′
> ∆𝐺𝑇1𝛾→𝛼′
, luego la transformación γ→α’, no sería posible.
∆𝐺𝑇1𝛾→𝛼′
+ U > ∆𝐺𝑀𝑠𝛾→𝛼′
, en este caso la transformación γ→α’ podría tener lugar.
La energía para el cambio de fase se consigue cuando la temperatura alcanzada durante
el enfriamiento producido en el tratamiento térmico, aporta la diferencia de energía libre
de Gibbs mayor que la umbral necesaria para que se produzca la transformación
austenitamartensita. Es decir, cuando se enfría la fase austenítica por debajo de la
temperatura Ms.
En el fenómeno TRIP, una tensión aplicada podría proporcionar la energía suficiente
para provocar la transformación anterior incluso a temperaturas por encima de Ms ya
que la tensión aplicada es otra forma de energía, una sería de origen térmico y otra de
origen mecánico.
18
Se puede apreciar en el esquema de la Figura 6, que la fuerza impulsora ∆𝐺𝛾→𝛼′ decrece
linealmente cuando la temperatura crece por encima de Ms, por tanto será necesario
aplicar mayores tensiones para producir la transformación. Habría que señalar que en
este esquema, se han representado las energías libres de Gibbs frente a la temperatura de
una forma lineal y no curva, asumiendo el hecho de que los intervalos de temperaturas
considerados son pequeños.
Se podría esperar un aumento lineal de la tensión necesaria con la temperatura, y este se
aprecia en un rango de temperaturas entre Ms y 𝑀𝑠𝜎 . En este intervalo, [BAR02] la
martensita nuclea en los mismos lugares en que lo haría por enfriamiento por debajo de
Ms, este rango se denomina asistido por tensión.
Los estudios realizados por diversos investigadores [WAY96], indican que por encima
de 𝑀𝑠𝜎 y hasta Md que corresponde a la temperatura de estabilidad mecánica de la
austenita, Figura 7, ya no se produce un aumento lineal. En este caso la transformación
de austenita en martensita se produce con una tensión mayor que ζ, límite elástico de la
austenita a dicha temperatura, por lo que se generan más núcleos de transformación de
martensita en la austenita debido a su deformación plástica.
Figura 7: Representación de la tensión necesaria para la transformación frente a la temperatura
[WEY96]
19
Al primer intervalo, entre Ms y 𝑀𝑠𝜎 , se le denomina transformación inducida por
tensión; mientras que al segundo intervalo, entre 𝑀𝑠𝜎 y Md, se le denomina
transformación inducida por deformación. Ya que Md es la temperatura por encima de la
cual, por mucha tensión aplicada que se aporte, el fenómeno TRIP ya no se produce, es
el motivo por el que esta temperatura se considera la de estabilidad mecánica de la
austenita.
Ya se ha comentado que una forma de calcular la temperatura de transición Ms puede
ser mediante la fórmula de Andrews (ecuación 1). Por otra parte, la determinación de la
temperatura 𝑀𝑠𝜎 se consigue experimentalmente mediante ensayos de tracción a
diferentes temperaturas con objeto de observar la gráfica tensión deformación y analizar
la presencia de fenómenos de deformación. Un ejemplo concreto, se puede presentar
sobre un acero TRIP de la familia Mn-Si, de composición [BAR02]:
C: 0,19%; Mn: 1,57%; Si: 1,46%; Al: 0,06%; P: 0,015%
En este caso, aplicando la ecuación de Andrews, para este acero, resulta una
temperatura de estabilidad térmica de la martensita Ms de 379ºC. Si por otra parte se
realizan ensayos de tracción a diferentes temperaturas, Figura 8, se obtienen los
siguientes resultados:
Figura 8: Representación de curvas de tracción en función de la temperatura de ensayo [BAR02].
20
De la misma forma que la ecuación de Andrews calcula la temperatura de inestabilidad
térmica de la austenita, se han propuesto modelos experimentales para la determinación
de la temperatura Md [BLE02, SHA08], temperatura de inestabilidad mecánica de la
austenita.
Por razones prácticas se define una temperatura Md30, en la que un 30% de deformación
provoca un 50% de transformación de austenita a martensita. Se ha propuesto una
ecuación empírica para diferentes composiciones de aceros [BLE02]
𝑀𝑑30 = 497 − 462 𝐶 + 𝑁 − 9,2 𝑆𝑖 − 8,1 𝑀𝑛 − 13,7 𝐶𝑟 − 20 𝑁𝑖 − 18,5 𝑀𝑜 (4)
Esta expresión matemática únicamente se considera válida para composiciones de
aceros inoxidables austeníticos. En aceros TRIP débilmente aleados no hay todavía
referencias de fórmulas válidas, es por ello que esta relación suele ser utilizada como
aproximación para determinar esta temperatura.
1.5 Obtención de aceros TRIP
Ya se ha mencionado que la base del fenómeno TRIP, consiste en la trasformación de la
austenita en martensita mediante la deformación. Para ello es necesario que exista una
cierta cantidad de austenita tras el proceso de fabricación de este tipo de aceros. Esto ha
fomentado un interés en el conocimiento de los mecanismos de estabilización de la
austenita a temperatura ambiente. En general se conoce que esa austenita puede ser
estabilizada para que no se transforme en otras fases tales como ferrita, perlita, bainita o
martensita. Se ha comprobado que la austenita puede ser estabilizada mediante un
enriquecimiento en carbono. Por una parte, el carbono al ser un elemento gammágeno
estabiliza la austenita a temperatura ambiente, disminuye la temperatura de
transformación Ar3 y Ae en el diagrama Fe-C y además es el elemento que tiene más
marcada influencia en la disminución de la temperatura Ms. Este enriquecimiento se
logra en la denominada transformación isotérmica que se explicará con más detalle en
apartados posteriores.
21
Los métodos tradicionales de obtención de estos aceros son mediante fusión y
solidificación, en lingote o colada continua, seguido de una laminación en caliente y/o
laminación en frío. Finalmente, para usos en automoción las chapas obtenidas debieran
ser galvanizables (permitir la inmersión en baño de zinc fundido), debido a que suele ser
un tratamiento superficial de protección común frente a la corrosión.
Laminación en caliente, Figura 9. La deformación en caliente se realiza en la
zona austenítica, durante un adecuado enfriamiento posterior a la deformación y
con ayuda de algunos elementos aleantes presentes en el acero que retrasan
ligeramente la formación de ferrita y la precipitación de carburos en la bainita, la
transformación de la austenita en ferrita se realiza de forma parcial.
Habitualmente se busca que la transformación a ferrita se acerque al 50%. El
bobinado posterior al enfriamiento de la chapa se realiza a las temperaturas de
transformación bainítica (en torno a los 500 ºC), transformándose gran parte de
la austenita todavía no transformada a bainita. Con ello tendremos una
estructura trifásica: ferrita, bainita y austenita. La cantidad de la bainita presente
variará con la temperatura de bobinado.
Al finalizar este proceso permanece un cierto porcentaje de austenita en la
estructura. Esto es debido a que la presencia de los elementos aleantes provoca
un enriquecimiento en carbono en la austenita durante las etapas de
transformación de ferrita y bainita. Este aumento en el carbono disuelto en la
austenita, conlleva una disminución de la temperatura Ms, por debajo incluso de
la temperatura ambiente, impidiendo la transformación de la austenita restante
en martensita.
Figura 9: Esquema del proceso de obtención por laminación en caliente.
22
Laminación en frío, Figura 10. Se parte de una chapa laminada en caliente cuya
estructura es básicamente ferrita y perlita. Esta estructura no es especialmente
dura, lo que permite una laminación en frío sin excesivos problemas. Tras esta
laminación en frío, se realiza un tratamiento térmico (este se define
fundamentalmente como un calentamiento y mantenimiento a una determinada
temperatura durante un determinado tiempo y seguido de un enfriamiento
posterior) de recocido con calentamiento y mantenimiento en la zona intercrítica
(Ac3 en el entorno de 780 ºC y Ac1 de 880 ºC) para obtener austenita y ferrita,
seguido de un enfriamiento rápido y un mantenimiento isotérmico (entre 350 ºC
y 500 ºC) para conseguir la transformación bainítica. Finalmente, se enfría a
temperatura ambiente.
Figura 10: Esquema del proceso de obtención por laminación en frío.
Galvanizado, Figura 11. Este proceso de acabado y no estrictamente de
obtención, se señala como un caso singular por la influencia que tiene el mismo
en la producción de este tipo de aceros con destino al sector de la automoción.
Aquí se aprovecha el tratamiento de galvanizado, tras una laminación en frío
para producir el acero TRIP. Este proceso, básicamente es el mismo que el
anterior, se lamina en frío y se utiliza el proceso de galvanizado en caliente a
modo de tratamiento isotérmico, ya que el baño de zinc líquido se encuentra a
temperaturas comprendidas entre 420 ºC y 500 ºC. De esta forma se produce la
23
transformación bainítica al mismo tiempo que se crea la capa de zinc sobre la
chapa de acero base. Con lo que se obtiene un acero TRIP galvanizado, sin
necesidad de realizar un tratamiento isotérmico específico, con el consiguiente
ahorro de costes.
Figura 11: Esquema del proceso de obtención por galvanizado en caliente.
La composición química de estos aceros se suele ajustar para la permanencia de la
austenita sin transformar a temperatura ambiente. Por lo tanto, elementos importantes a
considerar en estos aceros son los denominados elementos gammágenos o los
estabilizadores del hierro gamma: Mn, Ni y en especial el carbono ya que será éste el
encargado de estabilizar la austenita. Si bien, ciertos requerimientos de soldabilidad
limitan el contenido en carbono alrededor o por debajo del 0,2%, ya que valores
superiores requiere aplicar precalentamientos ya que en caso contrario se facilita la
aparición de agrietamientos.
El manganeso, mejora también la solubilidad del carbono en la austenita y retrasa la
formación de perlita; se suele añadir en concentraciones de un 1,5% a un 2%. Por otra
parte, se ha indicado que es un elemento interesante desde el punto de vista que
favorece un endurecimiento estructural de la ferrita; por el contrario, un exceso de
manganeso incrementa la aparición de fases bainíticas y martensíticas ya que aumenta la
templabilidad de los aceros.
24
El silicio, aunque se trata de un elemento alfágeno, retrasa la precipitación de carburos
en la bainita y promueve la difusión del carbono en la austenita. Su concentración típica
en estos aceros es de 1,35% a 1,55%; no conviene en este caso exceder estos valores ya
que es un elemento que provoca dificultades a la hora de obtener un buen acabado
superficial durante la laminación en caliente. Esto es debido a la formación de capas
muy duras de óxido en su superficie. En estos aceros se suele encontrar en
concentraciones de un 1,5%; de hecho parte de los restantes elementos de aleación son
añadidos para disminuir el efecto pernicioso del silicio, manteniendo sus efectos
beneficiosos; fundamentalmente como elementos alternativos se utilizan el Mo (hasta
un 0,3%), Al (hasta un 1,8%), Cu (hasta un 0,9%), Nb (sobre un 0,04%) y P (hasta un
0,03%).
Un caso especial se presenta en los aceros TRIP para galvanizar. En este caso, la
adición de silicio puede ser contraproducente ya que este elemento tiende a segregarse
hacia la superficie, y junto con el manganeso, formar silicatos estables de Mn2SiO4.
Estos óxidos inhiben la reacción favorable entre el acero y el aluminio (presente como
aleante añadido en el baño de zinc) y zinc durante la inmersión en el baño de zinc
líquido, en la que se trata de conseguir una película fina de Fe2Al5-xZnx sobre la que se
adhiere la capa de galvanizado [MAK03].
Para este caso, se trata de sustituir el silicio, en cuanto a su efecto sobre el retraso en la
precipitación de la cementita, por otro elemento que, proporcionando el mismo efecto,
no provoque los perjuicios que ocasiona este a la capacidad de la chapa a ser
galvanizada. Para ello se sustituye el silicio por aluminio, elemento cuya presencia
también se conoce que retrasa la precipitación de la cementita de forma análoga a la
producida por el silicio, pero evitando la formación de los silicatos superficiales, siendo
sustituidos por óxidos cuya presencia no es desfavorable a la formación de la capa de
galvanizado.
Ya se ha señalado que la estructura de estos aceros es una estructura que se podría
denominar multifásica, Figura 12, ya que sus buenas características mecánicas se deben
a la combinación de estructuras que permiten obtener las características deseadas
llegando a obtener una resistencia mecánica superior a 800 MPa y un alargamiento
25
superior al 30%. En general, se encuentran en estos aceros dos fases mayoritarias:
ferrita y bainita (entre el 50% y el 60% de ferrita y entre un 25% y un 40% de bainita) y
una fase minoritaria, que es la austenita (de un 5 a un 15%), Figura 13.
Figura 12: Esquema de las diferentes fases de un acero tipo TRIP.
Figura 13: Imagen mediante SEM e identificación de fases mediante EBSD: verde (BCC), azul
(FCC) en un acero TRIP
Con objeto de predecir la cantidad de austenita retenida tras el tratamiento isotérmico
necesario según todos los métodos de obtención definidos, existen en la literatura
relaciones para el ajuste a los parámetros utilizados en el tratamiento isotérmico
[MAH02]. Según la ecuación de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK)
[KOO06]. Este modelo predice la formación de estructuras por mecanismos de
nucleación y crecimiento mediante la cinética del tratamiento. Es ampliamente utilizada
en los mecanismos de descomposición de la austenita.
𝑓𝛾 = 1 − 𝑒𝑥𝑝(−𝑘𝑡𝐴𝑣𝑟) (5)
26
Con “fγ” la fracción de austenita formada en un tratamiento isotérmico durante un
tiempo de transformación, y donde “t”; “k” parámetro dependiente de la temperatura y
“Avr” exponente de Avrami, independiente de la temperatura son característicos de la
cinética de transformación de la austenita.
𝑘 𝑇 = 𝐴. 𝑒𝑥𝑝 −𝑄
𝑅𝑇 (6)
Con “A” factor de frecuencia y “Q” energía de activación aparente.
Reescribiendo la ecuación 5 se obtiene:
𝑙𝑛 𝑙𝑛 1
1−𝑓𝛾 = 𝑙𝑛 𝑘 + 𝐴𝑣𝑟. 𝑙𝑛(𝑡) (7)
Que puede ser trazada como una recta de pendiente “Avr” y ordenada en el origen
“ln(k)”.
1.6 Familias de aceros TRIP
En función de los elementos de aleación, estos aceros se subdividen en dos grandes
familias, Tabla 3. Para la familia de aceros TRIP débilmente aleados, se diferencian en
función de los elementos de aleación más significativos.
Familias de aceros TRIP aleados
C Mn Si Mo Cr Ni Ti
1.4301 0,04 1,20 0,65 0,5 19,20 9,35
1.4571 0,04 1,30 0,45 2,20 17,50 11,35 0,46
Familias de acero TRIP débilmente aleados
Al P Nb V
Mn-Si 0,20 1,50 1,50
Mn-Al 0,20 1,50 0,10 1,80
Mn-P 0,15 2,00 0,03
Mn-Si-Al 0,30 1,50 0,30 1,20
27
Familias de acero TRIP débilmente aleados (continuación)
Al P Nb V
Mn-Si-P 0,15 1,50 0,60 0,01
Mn-Si-Nb 0,20 1,50 1,50 0,04
Mn-Si-V 0,15 1,50 0,60 0,06
Tabla 3: Familias de aceros TRIP
1.7 Características mecánicas de estos aceros
El hecho de tratarse de aceros con un muy buen compromiso entre las características de
resistencia y ductilidad, ha generado un gran número de trabajos encaminados a
determinar las relaciones entre los elementos de aleación, temperaturas de proceso, y
microestructuras obtenidas frente a la mejora de sus características mecánicas. [TIM02,
DOT03]
Dependiendo de la cantidad de martensita o bainita conseguida, la resistencia de estos
aceros varía entre 500 y 700 MPa, pero se puede llegar a alcanzar valores de hasta 900
MPa [PIC02, LEE04], junto con alargamientos de un 30%.
Analizando en primer lugar el tratamiento de recocido intercrítico, para aceros TRIP de
las familias Mn-Si y Mn-Si-Al [MAT02, LUO03], y fijando los restantes parámetros de
tiempo, velocidad de enfriamiento, mantenimiento isotérmico, etc. se ha observado que
una temperatura de recocido óptima para este acero corresponde al intervalo 800-850
ºC. En ese rango se obtienen los mejores compromisos de resistencia y alargamiento.
Con respecto al tiempo, entre 30 y 130 s no parece que se ejerza excesiva influencia
sobre las características mecánicas. También para estas familias, se realizaron estudios
para evaluar las mejores temperaturas y tiempos de tratamiento isotérmico, una vez
fijados los restantes parámetros de proceso. Se ha encontrando que la mejor relación en
este caso corresponde al intervalo 420-440 ºC con un tiempo de unos 300 s.
28
Con respecto al tratamiento isotérmico, un acero de la familia Mn-Si-Al [PIC02] sobre
muestras de 1,5 x 3,5 x 10 mm ha permitido determinar un óptimo compromiso de
resistencia 680 MPa y alargamiento 32% con un tratamiento a 400 ºC durante 240 s.
Se han formulado varios modelos que proporcionen la relación que existe entre las fases
transformadas en la estructura interna con respecto a la deformación mecánica aplicada
al material.
El modelo más empírico de este efecto representa la transformación mediante la fórmula
[SHE04].
𝑙𝑛𝑉𝛾0 − 𝑙𝑛𝑉𝛾 = 𝑘휀 (8)
Con Vγ la fracción en volumen de austenita resultante tras una deformación ε y 0V la
fracción inicial de austenita. La constante k será obtenida del ajuste de los datos
experimentales, lo que implica que dicha ecuación se limita a composiciones químicas
dadas.
Un modelo más refinado que el anterior, en el que se trata de incorporar el efecto de la
composición química y de la temperatura, debiera introducir estos efectos en la
ecuación. Ello se realiza mediante la consideración del cambio en su energía libre de
Gibbs ' 'G G G para la transformación de austenita a martensita. La
suposición más simple sería considerar la constante k proporcional a la energía libre
impulsora.
'
1k k G . De tal forma que ahora: '
0 1ln lnV V k G
Otro modelo de la transformación inducida por deformación en estos aceros lo
proporciona la ecuación de Ludwigson y Burger [ITA95, KRU02] cuya expresión es la
siguiente:
1
𝑉𝛾−
1
𝑉𝛾0=
𝑘𝑝
𝑝 휀𝑝 (9)
29
En este modelo kp es una constante relacionada con la estabilidad de la austenita
retenida con respecto a la deformación y p es el exponente de la deformación por el
efecto autocatalítico. Este efecto autocatalítico se produce cuando las microtensiones
inducidas por la transformación martensítica, provocan la generación de nuevos
dominios martensíticos, por lo que se podría afirmar que se trata de una valoración de la
capacidad de retroalimentación de la transformación γ→α’ sin necesidad de energía de
activación [CHE00].
El resto de variables son las indicadas anteriormente. A este exponente p se le asigna el
valor de 3 para la austenita metaestable de los aceros inoxidables, 2 para los aceros
inoxidables dúplex y 1 para los aceros de fase dual y los aceros TRIP de baja aleación
[PER03].
Un parámetro mecánico importante es el coeficiente de endurecimiento por
deformación, coeficiente “n” o deformación uniforme, que debe ser lo mayor y más
constante posible en todo el rango de deformaciones. Ello, en este tipo de aceros, indica
una mejora en su capacidad de conformado pues previenen la concentración de
tensiones durante la deformación [TAK02]. La constancia del valor “n” significa que,
en estas familias de aceros, la austenita es más estable y su transformación en martensita
es constante en el rango de deformaciones experimentado por el material [ITA95]. El
coeficiente de endurecimiento instantáneo, se relaciona con la tensión y deformación de
acuerdo a la expresión [SUG92].
𝑛𝑖𝑛𝑠𝑡 = 𝑑(𝑙𝑛𝜎)/𝑑(𝑙𝑛휀) (10)
Con ζ y ε definidos como la tensión y deformación verdaderas y que pueden ser
deducidas de la tensión y deformación registradas en un ensayo de tracción
convencional (ζens, eens respectivamente) mediante las relaciones [ROY01].
휀𝑣𝑒𝑟𝑑 = 𝑙𝑛 𝑒𝑒𝑛𝑠 + 1 , , 𝜎𝑣𝑒𝑟𝑑 = 𝜎𝑒𝑛𝑠 𝑒𝑒𝑛𝑠 + 1
Hay numerosos trabajos [PIC02, KRU02, JUN03] en los que se ha determinado la
influencia de los tiempos y temperaturas de mantenimiento isotérmico en la cantidad de
austenita retenida final obtenida y en su contenido en carbono (lo que mejora su
30
estabilidad). Igualmente, se ha analizado la importancia del tratamiento intercrítico en el
desarrollo de tamaños de grano más o menos favorables para conseguir valores elevados
y constantes en un intervalo de deformaciones. Este valor elevado y constante favorece
una deformación más estable en un intervalo amplio de deformaciones.
Los elevados valores del coeficiente “n” de estos aceros (del orden de 0,20 a 0,25 a
deformaciones de 22%) mejoran la capacidad de conformado ya que previenen la
concentración de tensiones durante la deformación. Por ejemplo, la Figura 14 representa
el coeficiente “ninst” para un acero TRIP de la familia Mn-Si [MEY00].
Figura 14: Parámetro “n” de un acero TRIP de la familia Mn-Si [MEY00].
El endurecimiento experimentado a elevadas velocidades de deformación también juega
un papel importante en el comportamiento de las piezas estructurales.
1.8 Métodos de conformado. Aparición de texturas
Una primera diferenciación en el proceso de conformado se da en el hecho de ser en
caliente y en frío. El rango de temperaturas de trabajo a las que se produce la
deformación define estas regiones. Por lo general la temperatura a la que se considera la
31
separación entre caliente y frío es 0,6Tf, con Tf definida como la temperatura de fusión
del material.
Velocidad (s-1
) Deformación (%) Deformación por pasada (%)
Laminación 10-2
-102 0,1-0,5
Extrusión 10-2
-10-1
2-5
Forja 10-2
-103 0,1-5
Tabla 4: Velocidades de deformación y deformación típicas de los procesos convencionales de
conformado en caliente.
Los métodos tradicionales utilizados en la industria para proporcionar la forma final a
una chapa son los indicados en la Tabla 4. Cualquiera de estos procesos puede realizarse
en caliente o en frío (el proceso equivalente a la forja en frío suele denominarse
estampación). En general, los procesos de conformado pueden ser considerados una
combinación de estirado, de embutición o de flexión de la chapa.
La deformación permite dar forma al material creando al mismo tiempo un cierto nivel
de tensiones y deformaciones en él, tal y como se muestra en el esquema de la Figura 15
para el caso de deformación por laminación plana [ROS71].
Figura 15: Esfuerzos aplicados sobre un cuerpo sólido en su deformación por laminación plana.
32
En este caso de deformación plana, las relaciones en cuanto a tensión y deformación son
las siguientes:
1 2 3 1 2 3 10, 0 , 2
La embutición, Figura 16, representa el esquema de otro de los métodos de conformado
más habituales. Consiste en dar forma al material en forma de chapa sometiéndola a una
presión entre dos matrices con la forma deseada acopladas a una prensa. Esta atrapa la
chapa de partida y la comprime entre las matrices para conferir la forma deseada. Este
proceso se suele realizar a diferentes temperaturas y se denomina habitualmente
embutición (en caliente o en frío).
Figura 16: Esfuerzos aplicados sobre un cuerpo sólido para su deformación por embutición.
Con las siguientes relaciones en cuanto a tensión y deformación:
1 2 3 1 2 3, 0 , 0
Existen métodos que determinan las características de la chapa de partida para que sea
posible embutir las mayores secciones posibles, denominada embutición profunda.
Para definir la aptitud de una chapa al conformado en frío se realizan ensayos, tales
como los de Erichssen, Nakazima, Swift, etc., en los cuales se conforma una chapa en
ciertas condiciones y se determina cuál es la máxima profundidad de embutición en
relación a su espesor y hasta que se observa la aparición de grietas.
33
También existen métodos indirectos de determinar esta aptitud: el coeficiente de
Lankford “r”. Este valor es tanto mayor cuanto menor sea el adelgazamiento de la chapa
(cuanto mayor sea la componente {111} en la textura de la chapa). A mayores valores
del coeficiente r, mayor embutibilidad de la chapa.
Los ensayos “r” y “n” permiten evaluar en cierta medida la aptitud de la chapa al
conformado. Existen trabajos en los que se analiza la relación de los valores “r” y “n”
con la microestructura del material [CAH02]. Otra evaluación es mediante la definición
de las texturas u orientaciones de grano más favorables para el proceso de embutición.
Se denomina textura a la orientación de los granos cristalográficos. Un material
policristalino posee una orientación cristalográfica determinada en cada grano, si no
existiese una orientación predominante, todas las direcciones tendrían la misma
probabilidad y por tanto todas ellas podrían estar presentes en el conjunto de granos que
lo constituyen. Dicho material no tendría textura o se dice que presenta textura gris,
pero lo normal suele ser que los cristales que constituyen los granos adopten ciertas
orientaciones privilegiadas por su proceso de obtención. Los procesos de
transformación también inducen la aparición de texturas. Las texturas en las chapas se
representan mediante las denominadas figuras de polos, en las que se toman como
sistema de coordenadas direcciones especiales de la geometría externa de la probeta y se
proyectan sobre una red denominada de Wulff (proyección estereográfica del hemisferio
norte de una esfera que rodea al cristal sobre un plano con centro de proyección en el
polo sur). Actualmente tienden a representarse con las funciones de distribución de la
orientación (O.D.F.) que realmente son la representación de los tres ángulos de Euler en
el espacio 1 2, ,f f .
En una chapa, la textura se puede describir indicando sus índices (hkl)[mno]; donde
(hkl) es el plano cristalográfico paralelo con el plano de la chapa y [mno] es la dirección
cristalográfica paralela al plano de laminación.
Durante la deformación, el proceso de reorientación de las direcciones cristalográficas
es gradual. En un metal sin textura inicial no se empieza a percibir la reorientación hasta
34
haber reducido la sección a una tercera parte e incluso a la mitad; si bien, el proceso no
se completa hasta alcanzar reducciones del 90% o más. Naturalmente, la reducción
necesaria para que la textura de deformación se forme depende de la textura inicial del
metal. Si la textura inicial no difiere mucho de la textura de deformación, esta última se
alcanzará mucho antes que en el caso del metal sin textura. En cualquier caso, la textura
de deformación que se alcanza finalmente es independiente de la textura inicial del
metal. Para un metal determinado depende solamente del tipo de deformación que
experimenta. Por ello, el primer modo de clasificar las texturas de deformación se basa
en el tipo de deformación: de laminación, extrusión, trefilado, torsión, etc.
Para un proceso determinado de deformación, se obtiene la misma textura de
deformación, o casi la misma, en metales de igual estructura cristalina. Así, los metales
y aleaciones FCC tienen texturas análogas de laminación y trefilado [STU69], y estas
son completamente diferentes a las obtenidas en metales de estructura BCC o a las
obtenidas en metales del sistema hexagonal. Por tanto, la estructura cristalina es otro
parámetro a considerar en la descripción de las texturas de deformación.
La temperatura de deformación, composición y razón “c/a” en metales del sistema
hexagonal originan diferencias menores dentro del mismo tipo de textura.
En la laminación, que es el proceso industrial más habitual en la fabricación de chapas,
las direcciones que definen el flujo del metal son: la dirección de laminación, la
transversal a la dirección de laminación en el plano que lo define y la perpendicular o
normal al plano de laminación. Generalmente, en el proceso de laminación industrial, el
flujo de material en la dirección transversal es casi nulo.
Los metales BCC deformados por laminación presentan resultados que se aproximan a
las texturas {001}<110>, con componente menor de las orientaciones {112}<110> y
{111}<112>. Los componentes de las texturas de laminación del hierro, con
proporciones crecientes de carbono, se debilitan. Las láminas de cementita que
obstruyen la reorientación de la ferrita de acuerdo con las direcciones de flujo, lo
explica.
35
Comparando las texturas de los materiales recristalizados con las de los mismos
materiales en estado deformado, pueden distinguirse tres tipos de texturas de
recristalización:
1. Se produce una destrucción de la textura de deformación y se produce una
distribución estadística de orientaciones, es decir ausencia de texturas.
2. Se produce una textura idéntica a la de partida de deformación, aunque
generalmente la dispersión de los máximos disminuye.
3. Se produce una textura totalmente diferente de las de partida denominada textura
de recristalización.
La ausencia de textura no suele ser habitual tras la recristalización. Entre las causas que
pueden dar lugar a esta ausencia de textura se encuentran: que la textura de deformación
de partida ya fuese nula; que hayan existido tratamientos de recocido intermedios entre
los distintos pasos de deformación. O cuando se haya producido un tratamiento de
normalizado posterior a todo el proceso.
La textura idéntica se suele producir cuando no tiene lugar una recristalización sino
simplemente la restauración. Se desplazan las juntas y/o sub-juntas de granos que
ocasionan el ablandamiento del material, pero sin producirse una reorganización
apreciable en las orientaciones. También puede darse cuando surgen núcleos con la
misma orientación que la matriz. Los núcleos surgen por poligonización; este
mecanismo es posible solamente cuando los núcleos aciertan a elegir entre orientaciones
diferentes a la propia pero en la totalidad del material quedan las mismas orientaciones
que al principio.
Lo habitual en este caso suele ser obtener unas texturas completamente nuevas. Estas
nuevas texturas obtenidas tras la recristalización son además reproducibles, lo que
sugiere la existencia de leyes que rigen la formación de estas texturas. Entre estas leyes
una de las más aceptadas es la del crecimiento selectivo que afirma que de los núcleos
creados, algunos poseen orientaciones respecto a la matriz circundante que son
susceptibles de un crecimiento más rápido y que son las que determinan la textura tras
la recristalización.
36
Entre las texturas que se forman tras la embutición, cabe señalar tres tipos. Todas ellas
están formadas por componentes próximos a la denominada fibra γ (granos con el plano
{111} situado en el plano de laminación).
La primera de las texturas favorables para la embutición contiene también componentes
de la fibra denominada α junto a componentes más intensos de fibra γ; destacando las
{111}<110> y {111}<112>. En la embutición produce “orejas” a 0º y 90º de la
dirección de laminación. La segunda de las texturas es más intensa en fibra γ y se
reagrupa en torno a las componentes {111}<112> y {554}<225>; es la denominada
“textura de seis orejas” ya que estas aparecen a 0º, 30º, 60º, 90º, 120º y 150º de la
dirección de laminación. La tercera tiene componente γ más débil y restos importantes
de fibra α y textura de Goss {110}<001>; con “orejas de embutición” a 45º y 135º de la
dirección de laminación. De los tres tipos de textura, la más favorable es la segunda.
La función de distribución de orientaciones cristalinas representa la fracción en
volumen de material cuyos granos tienen una orientación definida por esa orientación en
el espacio de Euler (definido por los ángulos θ1, ϕ1, θ2). Dentro de las orientaciones
cristalográficas encontradas en aceros ferríticos, cobran especial importancia las
contenidas en la sección de esa función correspondiente a θ2=45º. Ya que en ella se
presentan las principales componentes de textura de un acero ya sea laminado en
caliente, laminado en frío o recristalizado, Figura 17. Tanto la fibra γ como la fibra α
(granos con la dirección <110> paralela a la dirección de laminación) se encuentran en
ese corte a θ2=45º: la fibra α para θ1=0º, y la fibra γ para ϕ1=55 [WEN04].
Se puede comprobar que existe una relación entre las texturas de deformación y el
coeficiente “r” de Lankford, tal y como se indica en la Figura 18 para un material
cúbico centrado en cuerpo (ferrita o bainita) que representa la relación entre la textura
cristalográfica y el valor de dicho coeficiente según la dirección relativa entre el
esfuerzo y la dirección de laminación [CAH92].
37
Figura 17: Representación de las texturas en el corte φ2=45º
Figura 18: Relación entre las texturas y el coeficiente “r” según las direcciones de esfuerzo relativas
a la dirección de laminación.
La embutición o estampación utilizada para dar forma a las chapas, produce una
deformación que provoca la transformación martensítica del efecto TRIP. En este
proceso no interesa que se produzca dicha transformación ya que parte de la austenita
cambia durante el conformado a martensita y se reduce su concentración en el material
de partida, dificultando el fenómeno cuando sea necesario en su aplicación en servicio.
38
Es por ello que interesa revisar los procesos de conformado habituales en la industria
para dadas unas características del material (cantidad de austenita, tamaño, etc.) adecuar
el proceso (velocidades de deformación, temperaturas, etc.) de modo que posibilite que
la transformación no se produzca en el proceso de fabricación sino en servicio.
1.9 Aplicación de estos aceros al sector de automoción. Aportación a
la seguridad
Para el caso del acero TRIP, el hecho de tratarse de un tipo de acero que se endurece por
deformación le hace especialmente interesante donde existe riesgo de deformación, y en
concreto, en aplicaciones relacionadas con el sector de automoción. En este puede
actuar como un importante elemento para aportar mayor nivel de seguridad pasiva al
habitáculo de los pasajeros sin incrementar el peso del vehículo. El desarrollo de este
tipo de acero permitirá disponer de un material, que junto con buenas propiedades
mecánicas de partida, añade ventajas en su comportamiento frente a la deformación
rápida que puede suponer un choque entre vehículos. En esta deformación, el material
experimentará el cambio de fase de austenita a martensita y provocará su
endurecimiento progresivo y una mejora en la protección de los ocupantes [TAK02].
Una representación gráfica resumida de las características mecánicas (tensión de rotura
vs. alargamiento) de algunos aceros y aleaciones de aluminio y magnesio según su
estructura y método de fabricación viene definida en la Figura 19.
A la vista de esta gráfica, parece evidente que la elección de un material, en cuanto a
propiedades mecánicas debería decantarse hacía los aceros inoxidables.
Sin embargo, no hay que olvidar que, desde un punto de vista industrial, en un sector
tan competitivo como el de automoción, el coste es un factor fundamental a la hora de
seleccionar la materia prima y el proceso de fabricación. La presencia de altas
concentraciones de elementos de aleación caros en los aceros inoxidables,
fundamentalmente cromo y níquel en los de tipo austenítico, hace que le coste de estos
aceros puede llegar a ser 5 veces superior a los aceros estructurales de baja aleación
[SID07]. En el aspecto comercial, este sobrecoste repercutiría en el fabricante y, a su
39
vez, sobre el consumidor final del producto encareciéndolo de forma significativa. Es
por ello que la industria siderúrgica realiza grandes esfuerzos en la mejora de los
materiales de acero sin introducir elementos de aleación en elevadas concentraciones,
para así contener los costes de producción.
Figura 19: Representación de las características mecánicas de los aceros habituales
Hay que señalar que uno de los proyectos más ambiciosos puestos en marcha entre el
sector siderúrgico y el de automoción, es el desarrollo de aceros de bajo peso y coste
reducido apropiados para la construcción de las distintas partes estructurales de la
carrocería y que posibiliten mejorar la seguridad pasiva. Es el proyecto ULSAB
[ULS02]. En él, se han indicado las zonas del bastidor y de la carrocería del automóvil
que son más adecuadas para utilizar aceros microaleados, de fase doble, aceros TRIP,
etc.
1.10 Desafíos de estos aceros para su aplicabilidad industrial
La mayor parte de los trabajos realizados sobre este tipo de acero, han ido encaminados
hacia la búsqueda de las mejores composiciones y tratamientos térmicos de proceso para
la obtención de las fases necesarias para que el fenómeno TRIP se ponga de manifiesto
40
en el momento de la deformación, y que la transformación austenita a martensita sea lo
más completa posible.
Evidentemente, un control demasiado estricto de las condiciones de fabricación no
facilita la obtención de estos aceros a escala industrial ya que eleva el coste de
producción de modo geométrico. Por ello, el reto será producir chapas con unas
características mecánicas reproducibles en toda la producción y de forma
suficientemente económica que les permita ser competitivos en el mercado.
Hay consideraciones científicas a tener en cuenta para su producción a escala industrial
tales como:
La correcta selección los parámetros de proceso de conformado en caliente y frío
para la fabricación óptima.
La definición del tratamiento térmico que garantice una microestructura
favorable, en cuanto a su distribución de fases, estabilidad de la austenita,
durezas, para las operaciones de conformado posterior.
El control de la transformación en función de la temperatura, deformación,
velocidad de deformación y estado de tensiones y su influencia en las
características mecánicas.
Restaría conocer la respuesta de las piezas a los ensayos tecnológicos en
laboratorio, especialmente la resistencia al impacto por choque (absorción de
impactos) y los parámetros que lo controlan.
En los tres primeros puntos es donde este trabajo trata de aportar una mayor
comprensión de los factores que afectan a la transformación en caliente y frío. Para lo
cual se van a analizar qué parámetros de conformado son los mejores para el procesado
de los aceros TRIP de baja aleación. Qué tratamiento térmico depara las mejores
condiciones microestructurales de este tipo de aceros. Cuáles son las características
mecánicas y conformabilidad en frío obtenidas. Y finalmente, se aportarán datos sobre
la influencia en la transformación austenita a martensita de la deformación, que permita
orientar sobre la mejora de la resistencia al impacto por choque (deformación provocada
por la colisión en una carrocería de automóvil).
41
2 ASPECTOS TEÓRICOS
2.1 Simulación mediante torsión del conformado en caliente
2.1.1 Ensayos de torsión
En el capítulo anterior, ya se ha comentado el proceso general de conformado en
caliente, en el que se somete al material a la acción de un esfuerzo que provoca una
deformación a una temperatura homóloga elevada TH > 0,6Tf, (definida TH como
temperatura de tratamiento y Tf como la temperatura de fusión). En general, la
velocidad de deformación a la que se somete el material en estos ensayos suele ser
también elevada, del orden de la velocidad real en el proceso industrial.
Es por ello que una técnica apropiada para la simulación de los procesos industriales
que suponen deformación en caliente es el ensayo de torsión en caliente. Una propiedad
característica de este tipo de ensayo es la capacidad de realizar simulaciones de los
procesos reales a grandes deformaciones junto con elevadas velocidades de
deformación, propiedades mucho más difíciles de conseguir en otro tipo de ensayos,
como por ejemplo, el ensayo de tracción y compresión convencionales en máquinas
universales.
Por el contrario, este tipo de ensayos no presenta la simplicidad de interpretación de un
ensayo de tracción convencional en el que se obtiene directamente la carga aplicada y el
alargamiento obtenido mediante un extensómetro. En el ensayo de torsión es preciso
calcular los datos de carga-deformación a partir de los parámetros: par torsor aplicado a
la muestra y rotación (número de vueltas) experimentada por esta. También es necesario
obtener la velocidad de deformación equivalente a partir de la velocidad angular de giro
de torsión.
42
Un ensayo de torsión consiste básicamente en aplicar un esfuerzo de rotación o par de
torsión al extremo de una muestra de material, por lo general mecanizada en forma de
cilindro en su zona útil, Figura 20, mientras que el otro extremo de la probeta a ensayar
se encuentra fijado a una mordaza que impide su giro. El conjunto se encuentra a una
temperatura determinada. La deformación se produce principalmente por cizalla.
Cuando la distancia entre mordazas es fija, no se produce una variación dimensional de
la probeta, y en ese caso, si la velocidad de giro es constante, la velocidad de
deformación también permanece constante.
Figura 20: Esquema del ensayo de torsión sobre una pieza mecanizada.
En estos ensayos, al aumentar el número de vueltas de torsión, se produce un aumento
en la deformación del material. Se puede llegar a alcanzar un valor equivalente al del
límite de tracción en un ensayo convencional y en ese punto la probeta rompe. Debido a
que no aparece el fenómeno de estricción típico de los ensayos de tracción
convencionales, no se aprecia el estrechamiento de la muestra en las proximidades de la
zona de fractura.
Ya que la deformación se produce mediante la aplicación de un par de torsión, este par
implica la presencia de una tensión de cizalla. La conversión entre el par de torsión
aplicado “Γ” a tensión de cizalla “η”, y entre esta y la tensión equivalente “ζ”, son las
mayores dificultades de interpretación en este tipo de ensayos. Para determinar esta
conversión, será necesario conocer la geometría de la probeta analizada. En caso de ser
un cilindro macizo se obtiene un incremento del par a lo largo del radio de la probeta
según la expresión:
d Γ=2.π.r2. τ.dr (11)
En la que:
43
Γ: par de torsión (N/m)
r: variable radio. Distancia al eje central de un intervalo infinitesimal del radio.
R: radio de la probeta (m)
η: tensión de cizalla (Pa)
Por lo que la torsión total a aplicada a la probeta cilíndrica será:
𝛤 = 2. 𝜋 𝜏 𝑟 . 𝑟2. 𝑑𝑟𝑅
0 (12)
Nadai [ASM00, CAR04] a través de análisis gráfico resolvió la ecuación obteniendo la
expresión:
𝜏 =3𝛤+𝜃 .
𝑑𝛤
𝑑𝜃
2.𝜋 .𝑅3 (13)
Con θ siendo el ángulo de giro (rad).
Este método presupone que la tensión no depende de la velocidad de deformación, que
aunque es casi correcto a bajas temperaturas, no lo es a las elevadas temperaturas que
pretende simular el ensayo. Fields y Backhofen estudiaron el problema de forma mixta
llegando a una expresión formalmente idéntica a la de Nadai, pero válida cuando 𝑑Γ/dθ
se obtiene a partir de ensayos que satisfacen la relación:
𝜃𝑏
𝜃𝑎=
𝜃 𝑏
𝜃 𝑎 (14)
𝜃𝑏 : ángulo de giro en un estado “b”; 𝜃𝑎 : ángulo de giro en un estado “a”, (rad)
𝜃 𝑏 : velocidad de giro en el estado “b”; 𝜃 𝑎 :velocidad de giro en el estado “a”, (rad.s-1
)
Es decir, cuando la relación de giro entre dos estados diferentes en un ensayo de torsión,
coincida con la relación entre las velocidades de giro entre esos dos estados. A
temperatura constante se obtiene:
𝑑𝛤
𝑑𝜃=
𝜕𝛤
𝜕𝜃 𝜃
+ 𝜕𝛤
𝜕𝜃 𝜃
𝑑𝜃 𝑏
𝑑𝜃 (15)
Definiendo unas nuevas variables:
44
𝑁∗ = 𝜕𝑙𝑛𝛤
𝜕𝑙𝑛𝑁 𝑁 ,𝑇
(16)
𝑚 = 𝜕𝑙𝑛𝛤
𝜕𝑙𝑛𝑁 𝑁,𝑇
(17)
En ambos casos, N: representa el número de vueltas de giro o revoluciones de la probeta
y 𝑁 : la velocidad del ensayo en revoluciones por segundo.
N* es el coeficiente que representa la variación del logaritmo del par torsor respecto a la
variación del logaritmo de la deformación para una velocidad de deformación y
temperatura determinadas. Equivale al coeficiente de endurecimiento instantáneo.
El parámetro “m” representa la variación del logaritmo del par torsor con respecto a la
variación del logaritmo de la velocidad de deformación para una deformación y
temperatura dadas. Este parámetro es la sensibilidad a la velocidad de deformación.
Estas dos variables permitirán calcular la tensión de cortadura aplicada en función del
par torsor que proporciona el ensayo de torsión según la ecuación de Fields y
Backhofen [FIE57]
𝜏 =𝛤 3+𝑁∗+𝑚
2.𝜋 .𝑅3 ( 18)
Para determinar el coeficiente de endurecimiento N*, se calcula la recta de regresión de
los valores del logaritmo natural del par torsor aplicado respecto al logaritmo natural del
número de vueltas de la probeta ensayada.
Para la determinación del coeficiente viscoplástico “m” se calcula la recta de regresión
de la variación del par torsor respecto al logaritmo natural respecto al logaritmo natural
de la velocidad de giro de la probeta para el estado estacionario.
En ocasiones es difícil llegar a determinar el estado estacionario. Estudios previos
[RIE97], [CAR00], demuestran que para una deformación generalizada de dos (ε=2), se
45
ha conseguido la recristalización dinámica total y solo el efecto del calentamiento
adiabático impide alcanzar el estado estacionario. Es por ello que se toma esta
deformación para el cálculo del coeficiente “m”.
La Figura 21 muestra un esquema de la curva de varias curvas par torsor-número de
vueltas a diferentes velocidades de giro donde se alcanza el estado estacionario.
Figura 21: Representación de la deformación estacionaria según la velocidad a cierta temperatura.
El valor del coeficiente viscoplástico “m” es la pendiente de la recta definida por los
pares de puntos (ln𝑁 𝑖 , lnΓi) para cada temperatura ensayada. Por tanto se obtendrá un
coeficiente mi para cada temperatura.
Los valores definidos hasta el momento son magnitudes directamente determinadas
mediante el ensayo de torsión, pero la equivalencia entre magnitudes requiere que las
relaciones entre parámetros de tensión y deformación sean independientes del método
de obtención. Por tanto es necesario definir una tensión equivalente ζ, y una
deformación equivalente ε para este ensayo.
Generalmente, el criterio de Von Mises es el más aceptado en la determinación de la
tensión y deformación equivalentes en los ensayos de torsión [ASH80, CAR04]. Según
46
este criterio, las tres ecuaciones indicadas a continuación resumen los valores de
tensión, deformación y velocidad de deformación generalizadas.
Tensión generalizada:
𝜎 =𝛤 3
2𝜋𝑅3 3 + 𝑁∗ + 𝑚 (19)
Deformación generalizada:
휀 =2𝜋𝑅𝑁𝑣
𝐿 3 (20)
Velocidad de deformación generalizada:
휀 =2𝜋𝑅𝑁 𝑣
𝐿 3 (21)
Siendo L: longitud de la probeta
Un aspecto a destacar en los ensayos de torsión es que debido a la elevada velocidad de
deformación que se puede alcanzar, existe el fenómeno denominado calentamiento
adiabático. Este fenómeno consiste en un aumento de la temperatura de la probeta
ensayada por efecto de la velocidad de deformación.
2.1.2 Ecuación fenomenológica de Zener-Hollomon-Garofalo (ZHG)
El fenómeno de deformación por fluencia es el que se suele presentar a la hora de
simular físicamente las condiciones de conformado en caliente. Esto es debido a que,
durante la fluencia, se produce una deformación plástica cuando el material se somete a
una carga constante a temperatura elevada, proceso similar al caso real que experimenta
una pieza en su conformado en caliente por forja o laminación.
Un ensayo de fluencia convencional consiste en someter a una probeta de material
específico a una carga constante de tracción mientras la pieza se encuentra a una
temperatura determinada y también constante. El alargamiento experimentado por esta
47
pieza se representa en función del tiempo, con lo que se obtienen conjuntos de pares
tiempo-alargamiento para una temperatura y carga determinadas.
Figura 22: Ejemplo de gráfica de ensayo de fluencia.
Sobre un gráfico de fluencia se suelen apreciar tres zonas características:
I: zona de fluencia primaria.
II: zona de fluencia secundaria.
III: zona de fluencia terciaria.
El alargamiento inicial ε0 y el correspondiente a la zona de fluencia primaria, se
producen muy rápidamente. Tras ellos, el material alarga en la zona de fluencia
secundaria que a modo de estado estacionario, muestra un alargamiento constante con el
tiempo. Para terminar, el material alcanza un alargamiento tan elevado que rompe en la
zona denominada de fluencia terciaria.
En la zona de fluencia secundaria, es posible representar la relación existente entre la
tensión aplicada y la velocidad de deformación.
Modelos teóricos de la deformación
En una primera aproximación, se consideraba como modelo teórico una ley potencial.
Prescindiendo de otras consideraciones, a partir de diversos ensayos, realizados sobre
48
un material, se obtiene un conjunto de resultados (휀, 휀 , 𝜎, 𝑇). Estos podrían ser
representados en un sistema tridimensional o bien, como es más habitual, representar
para cada temperatura la velocidad de deformación frente a las tensiones, en ejes
logarítmicos.
𝜎 = 𝐴. 휀 𝑚 (22)
Donde:
ζ: tensión generalizada (Pa)
A: constante
휀 : velocidad de deformación generalizada (s-1
)
m: sensibilidad a la velocidad de deformación.
Invirtiendo la ecuación anterior:
휀 = 𝐾. 𝜎𝑛 (23)
Donde: “n” es el exponente de la tensión o inverso de la sensibilidad a la velocidad de
deformación. “n”=“1/m”
Weertman [WEE68] propuso un nuevo modelo en el que introduce la dependencia con
la temperatura y, debido a que se asemeja a un proceso de difusión, establece una
dependencia del tipo Arrhenius entre ellos [WEE75]
휀 = 𝐾. 𝐷0. 𝑒𝑥𝑝(−𝑄
𝑅𝑇). 𝜎𝑛 (24)
Con “D0” coeficiente de difusión.
En cuanto a la explicación física de las leyes que tratan de modelizar físicamente el
comportamiento a fluencia en caliente, se produjo una controversia entre J.P.Poirier
frente a O.D.Sherby y J.Weertman [POI79]. Por una parte J.P.Poirier cuestionaba la
posibilidad de que las leyes potenciales de la fluencia en estado estacionario proviniesen
únicamente de procesos controlados por la difusión, y para ello cuestionó algunas bases
de la explotación de los datos experimentales, respondido por Sherby y Weertman que
49
justifican la imposibilidad de explicar las energías de activación en los rangos bajos de
tensiones por mecanismos que no fuesen controlados por la difusión.
Los puntos básicos en la polémica planteada fueron los siguientes:
Los rangos de aplicación de las leyes potenciales.
La dudosa aplicabilidad de líneas rectas en la regresión para las energías de
activación cuando los rangos de tensiones y temperaturas son muy amplios.
El problema de la dependencia de algunas leyes con el tamaño de grano.
El comportamiento superplástico.
La necesidad de mecanismos unificadores en el paso de unos rangos de tensión a
otros.
Posteriores refinamientos de este modelo condujeron a la relación de Weertman
modificada [POI85].
휀 = 𝐾.𝐷
𝑏7/2 .𝑀1/2 𝜎
𝐺
9/2 𝐺 .𝑑3
𝑘 .𝑇 (25)
Con “M” densidad de fuentes de dislocaciones, “d” altura de un obstáculo y “D”
coeficiente de difusión.
En estos modelos el exponente de la tensión “n”, toma valores próximos a 5 ya que el
fenómeno que lo rige es la fluencia por deslizamiento. Estos modelos iniciales, se
convirtieron en base para nuevos modelos posteriores más refinados que explican los
procesos de deformación en rangos de tensiones y/o temperaturas más amplios.
Spingarn y Nix propusieron un modelo de fluencia [SPIN79] controlada por trepado de
dislocaciones, donde el trepado es controlado por difusión y “pipe-difusión” (difusión
por los núcleos de las dislocaciones) ambos en paralelo, alcanzando una expresión:
휀 =𝐺 .𝑏
𝑅.𝑇 𝐷𝑡𝑟𝑒𝑝𝑎𝑑𝑜 + 12
𝜎2
𝐺2 𝐷𝑝𝑑 𝜎
𝐺
3
(26)
50
Estos modelos buscan leyes unificadoras que permitan pasar de exponentes de la
tensión 3 a exponentes de 5, y además justifican valores de las energías de activación
por zonas de temperatura, alcanzando energías de activación más bajas para
temperaturas bajas cuando la “pipe-difusión” predomina y valores próximos a los de
difusión cuando desaparece sustancialmente el efecto de la “pipe-difusión”. Sobre esta
línea se han desarrollado nuevos modelos, estos resolverían la controversia planteada
por J.P.Poirier. Pero los resultados de estos modelos con mecanismos de deformación
actuando en paralelo no dan buenos ajustes con los datos experimentales cuando los
rangos de las variables son amplios.
De los múltiples modelos físicos que aparecen en la bibliografía y que pretenden
justificar el alcance fenomenológico, un ajuste matemático satisfactorio se consigue con
una ecuación seno-hiperbólica. Uno de los modelos más consistentes es el de Li y
Langdon [LI98], basado en una teoría de nudos de dislocaciones. Este modelo tiene en
cuenta el movimiento cooperativo de varios átomos situados en los nodos de una red de
dislocaciones. La tasa de deformación viene controlada por el movimiento de los
segmentos de dislocaciones en la red, y los segmentos están controlados a su vez por el
movimiento que se produce en los nodos, por lo tanto es la actividad del desplazamiento
en y a través de los nodos la que controla la tasa de deformación.
La expresión matemática propuesta por Li, presenta una complejidad elevada ya que
requiere un conocimiento de parámetros internos tales como: energía de formación de
vacantes y su dependencia con la temperatura, la energía de activación y ángulos entre
redes de dislocaciones. Además, los datos experimentales en ocasiones, no recorren los
rangos precisos para poderla ajustar correctamente. Presenta, por otra parte, ventajas
destacables sobre otros modelos anteriores ya que: es aplicable a amplios rangos de
tensiones, temperaturas y velocidades de deformación y no presenta dependencia alguna
del módulo de cizalla.
Estos modelos comentados, describen la deformación en un intervalo limitado de
velocidades de deformación. Para aumentar los rangos de aplicación, y especialmente
para aumentar el rango de velocidades de deformación, Garofalo propuso el modelo
más consistente de los procesos de deformación, que engloba todas las propuestas
51
anteriores incluyendo la de Zener-Hollomon. Este modelo queda denominado como
expresión de Zener-Hollomon-Garofalo (ZHG) [GAR65] y que queda expresada en la
ecuación siguiente:
휀 = 𝐴. 𝑠𝑒𝑛 𝜎𝛼 𝑛 .𝑒𝑥𝑝 −𝑄
𝑅𝑇 (27)
Con:
A: constante de cada material (s-1
)
n: exponente equiparable al inverso a la sensibilidad a la velocidad de deformación.
Q: energía de activación del proceso de deformación (J.mol-1
)
R: constante de los gases (J.mol-1
.K-1
)
T: temperatura (K)
α: constante del material (Pa-1
)
La expresión de ZHG puede ser expresada también de la siguiente forma:
𝑙𝑛 휀 . 𝑒𝑥𝑝 𝑄
𝑅𝑇 = 𝑛. 𝑙𝑛 𝐴. 𝑠𝑒𝑛 𝜎𝛼 (28)
El corchete del primer miembro de esta expresión es el denominado parámetro de
Zener-Hollomon “Z”.
La representación gráfica de esta ecuación en escala logarítmica es una recta cuya
pendiente depende de los mecanismos de deformación del material. El valor de esta
pendiente es igual a la “n” de la ecuación potencial (ecuación 23).
La ecuación de ZHG, es la relación que parece dar una mejor respuesta al
comportamiento observado en amplios rangos de tensión “σ”, velocidad de deformación
“휀 ” y temperatura “T”. Esta ecuación fenomenológica ajusta de forma correcta los
valores del ensayo al fenómeno que describe, en este caso la deformación en caliente.
Es una ecuación soportada por modelos físicos teóricos que le permiten asignar un
significado físico a las constantes que aparecen en ella: “A”, “Q”, “α” y “n”. Por tanto
resulta de gran interés la determinación correcta de estos parámetros con relación a los
datos experimentales recogidos de los ensayos realizados.
52
La constante “A” parece tener relación con la variación de entropía producida por el
fenómeno que desencadena la deformación en el seno del material, junto con otros
parámetros tales como el vector de Burgers, y, según los modelos utilizados, frecuencias
de vibración propias de la red atómica y líneas de dislocación. La constante “Q”, es una
energía de activación (entalpía) aparente, propia del proceso predominante y se cree que
puede incluir valores del campo de tensiones internas generadoras de una activación de
carácter no térmico. Se cree que la constante “α” representa un cierto volumen de
activación ponderado por el número medio de elementos que participan en el proceso
básico de deslizamiento y la constante “n” es posible que esté relacionada con el
número medio de elementos constituyentes que participan en el deslizamiento básico.
Mecanismos de deformación en los fenómenos de fluencia
La fluencia se considera que es un fenómeno controlado por la difusión, sobre todo a
temperaturas superiores a 0,6 Tf. Esto se debe a la correlación entre las energías de
activación de la fluencia y las energías de activación para la difusión, auto-difusión para
los metales y difusión de los solutos más lentos en el caso de las aleaciones.
Los mecanismos de deformación que se suelen dar en los fenómenos de fluencia son
fundamentalmente los siguientes [MUR08]:
o Fluencia por dislocaciones (modelo Weertman): deslizamiento y trepado de
dislocaciones controlado por la difusión en la red. Suele ser habitual el los
metales puros, coeficientes típicos en este modo de deformación son “n”=5 y
“A”=1010
; a baja temperatura estos parámetros alcanzan “n”=7 y “A”=1011
;
cuando se trata de deslizamiento viscoso estos parámetros presentan los valores
“n”=3 y “A”=103.
o Fluencia difusional: mecanismos de fluencia viscosa debidos principalmente a
defectos puntuales. En general, se da a bajas tensiones y altas temperaturas. A su
vez se suele subdividir en modelos de deformación denominados:
53
Harper-Dorn: se observa en materiales de grano grande y bajas tensiones.
Resulta ser por movimiento de dislocaciones. Los coeficientes de la
ecuación ZHG en este mecanismo son: “n”=1 y “A”=100.
Nabarro-Herring: observado en tamaños de granos menores que las
anteriores y altas temperaturas. En este caso, la difusión se produce a
través de la red. Los coeficientes de la ecuación ZHG para este
mecanismo son del orden: “n”=1 y “A”=14(b/d)2, siendo “b”: vector de
Burgers; “d”: tamaño de grano
Coble: aparece con los menores tamaños de grano y las menores
temperaturas. La difusión se produce a lo largo de las fronteras de grano.
Los coeficientes de la ecuación ZHG en este mecanismo suelen ser:
“n”=1 y “A”=100(b/d)3.
o Deslizamiento de bordes de grano: observado generalmente con tensiones
intermedias en materiales de grano fino. Esta deformación suele dar lugar a un
comportamiento superplástico. Los coeficientes de la ecuación ZHG para este
mecanismo son del orden: “n”=2 y “A”= 200(b/d)2.
En el ensayo de torsión se puede comprobar que el comportamiento de un material a
fluencia depende de la velocidad de deformación a la que esté sometido. La explicación
se debe a que el mecanismo que rige la deformación no es el mismo para bajas
velocidades de deformación que para las más elevadas. Así por ejemplo, en ocasiones, a
bajas velocidades de deformación y cuando el inverso de la sensibilidad a la velocidad
de deformación “n” es aproximadamente dos (n ≈ 2), el mecanismo que prevalece es el
de deslizamiento de fronteras de grano (“GBS”). Los granos deslizan uno sobre otro y
giran, bien entendido que el grano no varía su tamaño, sino que simplemente se limita a
empujar y a ocupar otras posiciones “resbalando” por sus fronteras. Hay otras ocasiones
en las que este mecanismo puede no darse como consecuencia de un tamaño de grano
excesivo, lo que puede provocar que el material, incluso para bajas velocidades de
deformación anteriores, tenga valores de “n ≈ 3 a 8”. En cambio, cuando nos
encontramos a mayores velocidades de deformación (n también varía de ≈ 3 a 8), el
mecanismo que prevalece entonces es el de trepado de dislocaciones (“DC”), Figura 23.
54
Figura 23: Mecanismos de deformación por fluencia. Deslizamiento de juntas de grano y trepado
de dislocaciones
A partir de estas relaciones se podrían llegar a determinar mapas de mecanismos de
deformación, denominados mapas de Ashby [ASH72], en ellos se representan los
rangos de los distintos mecanismos, en el eje de abscisas la tensión normalizada al
módulo de cizalla “G” y en el eje de ordenadas la temperatura normalizada a la
temperatura de fusión , Figura 24:
Figura 24: Esquema de un mapa de Ashby del rango de deformaciones.
55
El trepado de dislocaciones junto con otros movimientos de ellas, o bien, otros
fenómenos tales como el deslizamiento de bordes de grano, son los mecanismos más
importantes en cualquier tipo de deformación en caliente mediante aplicación de
tensiones bajas y con lentas velocidades de deformación como ocurre en el proceso de
fluencia y en el conformado superplástico.
La Figura 25 muestra un esquema simplificado del mecanismo de trepado de
dislocaciones. El mecanismo consiste en que los átomos situados en el borde de una
dislocación, durante el proceso de deformación, pueden verse desplazados hacia otra
posición y según continúa el proceso, es la dislocación la que evoluciona de tal forma
que “trepa” en la dirección en la que se van retirando los átomos.
Figura 25: Mecanismo de trepado de dislocaciones.
Competencia entre mecanismos de deformación
En el caso de considerar, tensiones y velocidades de deformación muy bajas, la pieza se
comporta como un fluido newtoniano en régimen viscoso puro [GOR81].
휀 = 𝐶. 𝜎 (29)
En general, para bajas velocidades de deformación (≈10-5
s-1
) y estructuras de grano
fino, el parámetro “n” vale 2, para materiales con comportamiento superplástico.
Cuando la velocidad de deformación aumenta, el parámetro “n” crece hasta alcanzar
valores de 4 o 5, zona denominada potencial. Finalmente, cuando la velocidad de
deformación se hace muy elevada, “n” toma valores superiores a 5, zona a la que se
56
conoce con el nombre de colapso, o también zona de fin de la ley potencial (“power law
breakdown”) Figura 26.
Figura 26: Diferentes zonas obtenidas según el exponente de la tensión “n” en un ensayo de
fluencia.
Por tanto, según la velocidad de deformación, la estructura y el mecanismo de
deformación experimentado por el material a la temperatura de ensayo, el parámetro “n”
del inverso de sensibilidad a la velocidad de deformación, podría variar entre 2 y 20 (o
incluso más). También, puede darse el caso de combinación de varios fenómenos y
comportamientos y obtener distintos valores de “n” o tomar incluso un valor no entero.
La ecuación ZHG se puede representar gráficamente como la envolvente a las rectas de
diferentes pendientes que muestran el comportamiento del material en un amplio rango
de condiciones de tensión, deformación y velocidad de deformación
Cuando α.ζ es pequeño, en concreto, si “α.ζ≤0.2” se puede sustituir “senh α.ζ= α.ζ”, y
la ecuación se puede reescribir [RIE97]:
휀 = 𝐾. 𝜎𝑛 . 𝑒𝑥𝑝 −𝑄
𝑅𝑇 (30)
57
Donde K=A.αn, es la ecuación correspondiente a la zona de la ley potencial. Este caso
sería el representativo del mecanismo de deformación a bajas tensiones, bajas
velocidades o altas temperaturas.
La resolución de esta ecuación suele ser realizada mediante algoritmos matemáticos
desarrollados al efecto y que permiten calcular los cuatro parámetros utilizados en el
modelo ZHG: “Q”, “A”, “α” y “n” [CAR00], [RIE09].
2.1.3 Curvas de ductilidad en caliente. Mapas de conformado
Ya que la ductilidad de un material es una valoración de la capacidad de ese material a
deformarse antes de que se produzca su rotura, puede ser también un parámetro que
evalúa la capacidad del material para ser deformado en piezas de geometría más o
menos compleja.
En general, la ductilidad suele ser evaluada mediante ensayos de tracción. El ensayo de
torsión también es capaz de proporcionar este parámetro con las ventajas ya señaladas
de simulación a mayores temperaturas y velocidades de deformación más elevadas. En
principio, el número de vueltas o giros de la muestra antes de su rotura sería una medida
de la ductilidad del material. Una representación gráfica del número de vueltas hasta la
rotura de la probeta a una determinada temperatura y velocidad de deformación presenta
un aspecto como el señalado en la Figura 27. En una gráfica tal como la indicada en esta
figura se puede determinar cuál sería la temperatura y velocidad de deformación óptima
para el material que se trata de investigar.
Mapas de conformado
Una vez determinada la ecuación de ZHG, se puede hacer uso de ella para calcular los
mapas de conformado también denominados de rendimiento y de estabilidad del
conformado. Mediante la determinación de estos mapas, se obtiene una mayor
información de los rangos de temperatura y velocidades de deformación en los que se
consigue un mejor rendimiento energético y una menor probabilidad de agrietamientos.
58
Un factor importante al calcular estos valores no está en su magnitud absoluta sino en la
variación relativa entre las diferentes zonas de trabajo.
Figura 27: Curva de ductilidad en caliente obtenida por diferentes ensayos de torsión.
Los mapas de conformado, también denominados de rendimiento y estabilidad,
representan diferentes funciones que se definen a continuación frente a las velocidades
de deformación y frente a las temperaturas de proceso.
La potencia total suministrada durante el conformado de una pieza a alta temperatura se
puede expresar de forma general como:
P=G+J (31)
Siendo G la potencia gastada en la deformación sin cambio en la estructura,
denominado contenido disipado, este representa en mayor medida la energía disipada en
forma de aumento de la temperatura. Y siendo J, el término responsable de la
deformación con cambio en la estructura interna, este es el denominado contenido
59
disipador, este representa la energía disipada en los fenómenos metalúrgicos tales como:
restauración, recristalización, transformación de fase, etc.
Desde el punto de vista mecánico estas potencias se pueden plantear en la siguiente
expresión matemática:
𝑃 = 𝜎 . 휀 = 𝜎휀
0. 𝑑휀 + 휀
𝜎
0. 𝑑𝜎 (32)
A una temperatura dada constante y para una deformación efectiva constante la relación
a nivel diferencial entre J y G viene dada por:
𝜕𝐽
𝜕𝐺 𝑇,휀
= 𝜕𝑙𝑛 𝜎
𝜕𝑙𝑛 휀 = 𝑚 (33)
Este valor de “m” así definido, coincide con la sensibilidad a la velocidad de
deformación previamente definida.
Considerando a las eficiencias como la relación de ambos contenidos sobre la potencia
total, el proceso de conformado se puede plantear como:
1 = 𝜂𝐺 + 𝜂𝐽 (34)
Con:
𝜂𝐺 =𝐺
𝑃=
1
𝜎 .휀 𝜎. 𝑑휀
휀
0 (35)
La elaboración de los mapas de conformado se puede realizar mediante dos enfoques
diferentes. El primero se trata de una aproximación exclusivamente experimental sin
obtener conclusiones sobre las ecuaciones de estado y su aplicabilidad. La segunda
aproximación al problema supone la hipótesis de que la ecuación de ZHG, es una
ecuación de estado y por tanto independiente de la deformación efectiva.
Otros trabajos para el desarrollo de los mapas de conformado, no están en desacuerdo
con esta metodología propuesta, sino que representan otros métodos de aproximación al
problema, con aspectos más o menos sofisticados.
60
El método presentado en su fase desarrollo actual es más sencillo y directo. Es factible
de aplicar una vez obtenida una ecuación de ZHG bien ajustada para el proceso de
conformado de que se trate. Se trata por tanto de proponer un método para los análisis
de estabilidad y eficiencia respecto a los problemas intrínsecos del conformado, debidos
a la aplicación de los esfuerzos a una velocidad y una temperatura dadas.
Asumiendo que es posible obtener relaciones básicas de una ecuación de fluencia
plástica en estado estacionario para un rango amplio de las variables de trabajo, y
aceptando que, en primera instancia, la más adecuada es la expresión de ZHG.
휀 = 𝑓 𝜎, 𝑇, 휀 , 휀 = 𝐴. 𝑒𝑥𝑝 −𝑄
𝑅𝑇 . 𝑠𝑒𝑛 𝛼𝜎 𝑛 (36)
En primer lugar, para poder evaluar las integrales del contenido disipador J, es preciso
evaluar el comportamiento asintótico en las condiciones de contorno seleccionadas.
En el caso que α.ζ sea pequeño (α.ζ <<), en concreto cuando α.ζ < 0,5; se tiene:
𝑠𝑒𝑛 𝛼𝜎 𝑛 = 𝛼. 𝜎 𝑛 (37)
휀 = 𝐴. 𝑒𝑥𝑝 −𝑄
𝑅𝑇 . 𝛼. 𝜎 𝑛 , 𝜎 =
1
𝛼𝑛 . 휀 .𝑒𝑥𝑝 𝑄/𝑅𝑇
𝐴
1/𝑛
(38)
Si por el contrario α.ζ es grande (α.ζ >>), cuando α.ζ > 1,4; la aproximación correcta
sería:
𝑠𝑒𝑛 𝛼𝜎 𝑛 =𝑒𝑥𝑝(𝛼 .𝜎 .𝑛)
2𝑛 (39)
휀 = 𝐴
2𝑛 . 𝑒𝑥𝑝 𝛼. 𝑛. 𝜎 −𝑄
𝑅𝑇 , 𝜎 =
1
𝛼. 𝑙𝑛 2.
휀 .𝑒𝑥𝑝 𝑄/𝑅𝑇
𝐴
1/𝑛
(40)
Haciendo uso de estas aproximaciones, se puede evaluar el contenido disipador J.
𝐽 = 𝐴. 𝑒𝑥𝑝 −𝑄
𝑅𝑇 . 𝑠𝑒𝑛 𝛼. 𝜎 𝑛 . 𝑑𝜎
𝜎
0 (41)
61
Y en los casos extremos:
𝐽𝛼𝜎≪ =휀 .𝜎
𝑛+1, 𝐽𝛼𝜎≫ =
휀 .𝜎
𝑛 .
1−𝑒𝑥𝑝(−𝑛 .𝛼 .𝜎)
𝛼 .𝜎 (42)
Mediante consideraciones de equilibrio, se puede determinar que la sensibilidad a la
velocidad de deformación m, está acotada en el rango [0,1]. Por tanto, su inverso n, lo
estará en el rango [1,∞]. Según esto, la estimación del contenido disipador J en su valor
inferior sería:
𝐽𝑚𝑎𝑥 (𝛼𝜎≪) = 𝑙𝑖𝑚𝑛→1 𝐽𝛼𝜎≪ =휀 .𝜎
2 (43)
Para el caso general:
𝑙𝑖𝑚𝑛→1 𝐽 = 휀 . 𝜎 𝑐𝑜𝑠 𝛼 .𝜎 −1
𝛼 .𝜎 .𝑠𝑒𝑛(𝛼 .𝜎) (44)
Matemáticamente se puede demostrar que:
𝑙𝑖𝑚𝛼𝜎→0 𝑐𝑜𝑠 𝛼 .𝜎 −1
𝛼 .𝜎 .𝑠𝑒𝑛(𝛼 .𝜎) =
1
2 𝑦 ∀ 𝛼. 𝜎 > 0 ⟹
𝑐𝑜𝑠 𝛼 .𝜎 −1
𝛼 .𝜎 .𝑠𝑒𝑛(𝛼 .𝜎) <
1
2 (45)
Es por tanto directo afirmar que 𝐽 ≤ 휀 .𝜎
𝟐. Con esto se comprueba que los desarrollos son
consistentes con la ecuación general de ZHG, sin necesidad de hipótesis adicionales.
A continuación se definen unos nuevos coeficientes a utilizar en los desarrollos
siguientes:
La función de Liapunov de un sistema es una cantidad creada expresamente para el
mismo y asociado al criterio de estabilidad para el sistema. Es una función arbitraria y
en algunos casos más de una, que relaciona los cambios en la energía total del sistema.
El criterio de estabilidad de Liapunov requiere que el sistema minimice su energía total
continuamente. Una función de Liapunov sería:
𝑉1 = 𝜂𝐽𝑏 . 𝑙𝑛휀 , 𝜂𝐽𝑏 =𝐽
𝐽𝑚𝑎𝑥 (46)
62
Si la ecuación de estado es una ley potencial:
𝜂𝐽𝑏 =2.𝑚
𝑚+1 (47)
Y con ellos se obtiene la primera condición de estabilidad. Esta condición asegura que
el sistema se aproxima a la condición de estado estacionario en la que experimenta un
estado de mínima energía y un máximo rendimiento sin fractura.
𝛿𝜂𝐽𝑏
𝛿𝑙𝑛 휀 < 0 (48)
De las ecuaciones anteriores, se puede deducir:
𝛿𝑚
𝛿𝑙𝑛 휀 < 0 (49)
Por otra parte no basta con este factor, además es necesaria la obtención de un
parámetro de control que evalúe la influencia de la temperatura sobre el material y su
capacidad de transformación. La potencia total disipada se representa en términos de la
tasa de entropía aplicada al sistema y de T.
𝑃 = 𝜎 . 휀 = 𝑆 𝑖𝑛𝑝𝑢𝑡 . 𝑇 (50)
Ya que la entropía producida por el sistema sería:
𝑆 𝑜𝑢𝑡𝑝𝑢𝑡 = 𝛿𝑃
𝛿𝑇 𝑆
=𝑃
𝑇2 .𝛿𝑙𝑛 𝜎
𝛿(1/𝑇)=
𝑃
𝑇. 𝑠 (51)
Resulta:
𝑠 =𝑆 𝑜𝑢𝑡𝑝𝑢𝑡
𝑆 𝑖𝑛𝑝𝑢𝑡=
1
𝑇.
𝜕𝑙𝑛𝜎
𝜕(1/𝑇) (52)
De acuerdo al Segundo principio de la termodinámica, “s” debe ser mayor que 1 para la
fluencia estable del material. Esto se traduce en una segunda función de Liapunov:
63
𝛿𝑠
𝛿𝑙𝑛 휀 < 0, 𝑉2 = 𝑠. 𝑙𝑛휀 (53)
Por lo tanto, las dos condiciones impuestas de forma conjunta para la condición de
estabilidad del trabajo de conformado en caliente en fluencia plástica son:
𝛿𝑚
𝛿𝑙𝑛 휀 =
1
𝑛2
𝑡𝑎𝑛𝑔 𝛼 .𝜎
𝛼 .𝜎
1
𝑐𝑜𝑠 𝛼 .𝜎
2
− 𝑡𝑎𝑛𝑔 𝛼 .𝜎
𝛼 .𝜎 < 0, (54)
𝛿𝑠
𝛿𝑙𝑛 휀 =
1
𝑛2
𝑄
𝑅.𝑇
𝑡𝑎𝑛𝑔 𝛼 .𝜎
𝛼 .𝜎
1
𝑐𝑜𝑠 𝛼 .𝜎
2
− 𝑡𝑎𝑛𝑔 𝛼 .𝜎
𝛼 .𝜎 < 0 (55)
Las áreas sobre las regiones de las variables de trabajo, velocidad de deformación y
temperatura que verifican estas dos condiciones simultáneas nos aportan el mapa de la
región de estabilidad buscada.
A partir de los resultados anteriores debemos adoptar para J:
𝐽 =𝐴.𝑒𝑥𝑝(−𝑄/𝑅𝑇)
𝛼 𝑠𝑒𝑛 𝑥 𝑛 . 𝑑𝑥
𝛼𝜎
0 (56)
Y donde de la eficiencia definida anteriormente:
𝜂𝐽 =𝐽
𝜎 .휀 =
1
𝛼 .𝜎 . 𝑠𝑒𝑛 𝛼 .𝜎 𝑛 𝑠𝑒𝑛 𝑥 𝑛 . 𝑑𝑥
𝛼𝜎
0 (57)
De aquí, trivialmente:
𝜂𝐺 = 1 − 𝜂𝐽 (58)
Resolviendo la eficiencia del contenido disipador J:
𝜂𝐽 =1
𝑛 .휀 .𝑎𝑟𝑐𝑠𝑒𝑛 휀 .𝑒𝑥𝑝 (𝑄/𝑅𝑇 )
𝐴
1/𝑛
. 1
1+ 휀 .𝑒𝑥𝑝 (𝑄/𝑅𝑇 )
𝐴 −2/𝑛
. 𝑑휀 휀
0 ( 59)
Para el caso en que la fluencia siga una ley potencial, se obtiene:
𝐽 = 𝑚
𝑚+1 . 𝜎. 휀, 𝐺 =
1
𝑚+1 . 𝜎. 휀 (60)
64
Por tanto en este caso (ley potencial)
𝐽
𝐺= 𝑚 (61)
Ahora bien, estas relaciones no se pueden ni generalizar ni extrapolar al caso de otras
relaciones funcionales entre velocidad de deformación y tensión, como es el caso de la
ecuación de ZHG. Tampoco se puede identificar el valor de m= 1/n, siendo n el
exponente de la ley potencial con el valor de la sensibilidad a la velocidad de
deformación m. Esta queda definida como:
𝑚 = 𝜕𝑙𝑛𝜎
𝜕𝑙𝑛 휀 𝑇,휀
(62)
Esta sería la expresión de carácter general a utilizar, ya que en caso de usar la ecuación
de ZHG se obtendría la siguiente expresión:
𝑚 = 1
𝑛
𝑡𝑎𝑛 𝛼 .𝜎
𝛼 .𝜎 (63)
Y de aquí se deduce que:
𝑙𝑖𝑚𝛼 .𝜎→0 𝑚 =1
𝑛, 𝑙𝑖𝑚𝛼 .𝜎→∞ 𝑚 = 0 (64)
Por tanto, se puede acotar el exponente m de la ecuación de ZHG.
0 < 𝑚 < 1
𝑛 (65)
Teniendo en cuenta que cuando se considera una expresión potencial para la ecuación
de estado en fluencia se llega a establecer una relación n=1/m, podemos definir un
coeficiente nefectivo que sirve para restituir el valor del coeficiente nPL, según las
diferentes zonas de trabajo.
𝑛𝑒𝑓𝑒𝑐𝑡𝑖𝑣𝑜 = 1/ 𝜕𝑙𝑛𝜎
𝜕𝑙𝑛 휀 𝑇,휀
(66)
65
En definitiva, se utilizan los gráficos que muestran las variaciones de la eficiencia en el
conformado J, los criterios 1º y 2º de Liapunov, como indicadores de estabilidad
mecánica, y nefectivo , como referencia a otro tipo de funciones [SPI02] [CAR03].
Así por ejemplo, se obtienen las gráficas mostradas en la Figura 28 y Figura 29, que
representan el mapa de rendimiento y el de estabilidad mecánica de una aleación Cu-Al-
Ni-Fe-Mn tras su simulación en el ensayo de torsión [CAR00].
Figura 28: Mapa de rendimiento ηJ [46] obtenido sobre una aleación Cu-Al-Ni-Fe-Mn simulada
mediante ensayo de torsión
En este caso, el diagrama indica que en caso de conformar este cupro-aluminio a 600 K
y a una velocidad de 3,3 s-1
(ln휀 =1,2) el rendimiento es de 0,07 (punto A), y en caso de
deformar este mismo material a la misma velocidad pero a 1070 K, el rendimiento
alcanza el valor de 0,22 (punto B). Por tanto, resulta que en caso de deformar el material
a dicha velocidad pero a la temperatura baja, se alcanza un rendimiento del 31,8% con
respecto a hacerlo a la temperatura más elevada.
66
Figura 29: Mapa de estabilidad mecánica 𝜹𝒔/𝜹𝒍𝒏𝜺 [53]
Los “mapas” de estabilidad mecánica representan las zonas en las que hay una mínima
probabilidad de riesgo de aparición de grietas en el proceso de conformado en caliente.
Estas zonas se obtienen de las zonas con valores absolutos más negativos de estas
gráficas. En este ejemplo con cupro-aluminio, la deformación a 3,3 s-1
indica que el
rango de temperaturas con menor probabilidad de aparición de grietas es de entre 850
(punto A) y 1050 K (punto B).
2.2 Deformación experimental en el dominio austenítico
Es sabido que los materiales metálicos deformados en frío tienden a orientar sus granos
en la dirección de la deformación y aumentan su dureza debido al fenómeno
denominado acritud [PER04]. La acritud o estado agrio del material se caracteriza por
introducir mayor energía interna que la disponible en ese mismo material no deformado
en frío debido al aumento en la densidad de dislocaciones. La tendencia natural a los
estados de menor energía no se da de una forma espontánea, sino que se necesita alguna
forma de energía de activación para que esa estructura agria evolucione hacia otra
estructura con menor número de dislocaciones. La activación es generalmente
producida mediante el calentamiento externo, este calentamiento da lugar a una
67
recristalización del material evaluable mediante la medida de durezas (se aprecia una
disminución de la dureza) o bien mediante la observación metalográfica (los granos
deformados o alargados tienden a recuperar una estructura más equiáxica). La
recristalización en sí misma no supone un cambio de fase, sino una reagrupación a nivel
atómico para formar estructuras en las que existe una menor densidad de dislocaciones.
El fenómeno de recristalización es un fenómeno activado mediante difusión y el
movimiento térmicamente activado de las dislocaciones por lo que, la temperatura y
tiempo, son los parámetros fundamentales con la premisa de que debe existir una
deformación previa.
Lo referido en el párrafo anterior hace referencia al tratamiento térmico específico
denominado recocido contra acritud, de restauración o de recristalización. Sin embargo,
cuando un material metálico es deformado en caliente a una temperatura de trabajo
adecuada (en el caso de los aceros esta suele ser por encima de A3), en el dominio del
acero gamma, se produce de forma simultánea el endurecimiento por deformación y un
ablandamiento por recristalización, por lo que se alcanza un estado dinámico
estacionario de restauración y recristalización del material a la temperatura de
conformado en caliente. La Figura 30 se representa este proceso durante la laminación
de una chapa.
Se aprecia que partiendo de un grano equiáxico, la deformación aplicada por los
cilindros de laminación provocan una deformación de los granos orientándolos en la
dirección de laminación, esto conlleva a su vez un aumento en la dureza del material por
acritud. Al ser un proceso realizado a temperaturas elevadas, el calor provoca que esos
granos orientados y deformados, experimenten una recristalización que da lugar a la
formación de nuevos granos equiaxiales en la junta de grano. Estos nuevos granos van
creciendo hasta adquirir un tamaño, en principio menor que el tamaño de partida, pero
que si se mantiene una temperatura elevada durante un tiempo considerable podrían
ocasionar un crecimiento excesivo del grano.
68
Figura 30: Esquema del proceso de recristalización dinámico durante la laminación de una chapa.
En este estado de equilibrio dinámico, y a esa determinada temperatura, al aplicar una
tensión constante, el material se deforma plásticamente sin adquirir mayor nivel de
acritud.
2.3 Variables y ensayos que caracterizan la deformación en frío
2.3.1 Índices de Lankford, “r” y “n”
Estos parámetros ya han sido introducidos brevemente en el apartado 1.8: “Métodos de
conformado. Aparición de texturas”, aunque en este capítulo se describen en mayor
profundidad.
Un parámetro importante para definir la capacidad de un material para ser deformado en
frío y de fácil determinación mediante ensayos mecánicos tradicionales es el
denominado índice de Lankford, o índice “r”. Este coeficiente también suele recibir el
nombre de anisotropía normal, y puede ser determinado mediante un ensayo de tracción
69
uniaxial, Figura 31. Se define como la relación entre la deformación en su anchura y la
deformación en su espesor.
Figura 31: Deformaciones obtenidas sobre un ensayo de tracción uniaxial.
𝑟 =휀2
휀3 (67)
Este valor es tanto mayor cuanto menor sea el “adelgazamiento” irregular de la pieza en
su espesor. [DOE02, SEN01].
Otro parámetro derivado del anterior es el denominado coeficiente de anisotropía plana
r , y también el coeficiente de anisotropía normal r . Ambos sirven para caracterizar
las variaciones del coeficiente “r” según las distintas direcciones entre el eje de la
probeta de tracción y la dirección de laminación; en general se considera una probeta
extraída en la dirección de laminación, otra extraída a 45º de la dirección de laminación
y una tercera obtenida a 90º de dicha dirección:
𝛥𝑟 =𝑟0+𝑟90−2𝑟45
2 (68)
𝑟 =𝑟0+𝑟90 +2𝑟45
4 (69)
70
Este parámetro “r” suele venir expresado en la mayoría de los casos, en conjunto con el
parámetro “n” de endurecimiento previamente definido. Valores típicos para los
coeficientes “n” oscilan entre 0,25 y 0,30 y los valores “r” varían entre 0,75 y 1,00 para
aceros TRIP de baja aleación de la familia Mn-Si [MAG03].
2.3.2 Ensayo de conformado en frío: Nakazima. Curva límite de
embutibilidad (FLD: “Forming Limit Diagram”)
Este tipo de ensayos tratan de simular las condiciones de conformado o embutibilidad
en frío de los materiales. Es decir, la capacidad de adaptarse a una forma impuesta por
un molde al ser sometido a un esfuerzo o tensión aplicada sin la aparición de grietas o
roturas en su estructura.
Con respecto a la determinación de las curvas FLD (curva límite de conformado), la
deformación se ha realizado, para este trabajo, mediante el denominado ensayo
Nakazima, Figura 32.
Figura 32: Ajuste del ensayo de conformabilidad Nakazima
El método Nakazima consiste en deformar chapas de diferentes tamaños previamente
marcadas con unas figuras geométricas en su superficie (en este caso en forma de
círculos) en un dispositivo específico [KLE02]. Posteriormente se embuten chapas de
71
un mismo espesor con diferentes anchuras y, en algunos casos diferentes condiciones de
lubricación hasta llegar a observar la aparición de grietas. Tras el conformado de la
chapa, los círculos habrán experimentado también una deformación y habrán llegado a
convertirse en elipses de ejes cuyos valores se denominan ε1 (eje mayor) y ε2 (eje
menor). La diferencia entre los ejes de las elipses en torno a la zona de la grieta,
permitirá evaluar la capacidad de embutición del material. A mayor diferencia en la
longitud de los ejes, será mayor el grado de embutibilidad. De esta forma se pueden
determinar los diagramas límites de embutibilidad FLD, Figura 33.
Figura 33: Esquema de funcionamiento del ensayo Nakazima para la determinación de las curvas
FLD.
En este tipo de ensayo el fondo de la pared de la copa confinada entre el punzón y la
matriz, se deforma sin adelgazamiento de la chapa, es decir, por un mecanismo de
deformación plana (ε2=0). Al romper el fondo de la copa, se evalúan las deformaciones
experimentadas sobre los círculos grabados inicialmente en la superficie, que habrán
adquirido una forma elíptica. Sobre el conjunto de datos recogidos de los ensayos,
existe un punto en el que la variación circunferencial muestra una deformación de ε2=0
y el valor de ε1 es el correspondiente al punto “P” de la Figura 34 curva FLD. La
ordenada de ese punto resultará tanto mayor cuanto mayor sea el coeficiente “n” de la
chapa.
72
Figura 34: Esquema de curva FLD.
Aunque en el proceso de embutición real, la deformación es más compleja que el
representado en la Figura 33. Una simplificación del mismo llevaría a que la chapa se
deforma plásticamente por tracción. En este caso, los círculos grabados sobre ella
también se deformarán y de las formas elípticas obtenidas se comprueba que el eje
mayor sigue la dirección de la tracción. Se verifica en esa condición que ε1>0 y ε2<0.
Suponiendo que una determinada chapa se rompe por tracción pura, en la sección de
rotura los valores resultantes para ε1 y ε2 son las coordenadas correspondientes al punto
“T” en la Figura 34. El ángulo β que la recta TO forma con el eje de ordenadas es tanto
menor cuanto menor sea el coeficiente “r” de Lankford de esa chapa, teniendo en cuenta
que:
휀1 + 휀2 + 휀3 = 0; 𝑡𝑔𝛽 = −휀2
휀1=
휀2
휀2+휀3=
𝑟
𝑟+1 (70)
También para la determinación matemática del punto “P” existe una relación propuesta
por Keeler [SMI08] en la que se relaciona el valor alcanzado en este punto con el
coeficiente “n”.
73
𝑃 =𝑛
0,21 23,3 + 14,1𝑡𝑖 (71)
Con “thi”: espesor de la chapa analizada (en mm).
Por consiguiente, para cualquier material, la recta TO siempre deberá quedar por encima
de la bisectriz del cuarto cuadrante (el ángulo máximo sería 45º para chapas con
coeficientes “r” igual a ∞).
Por rotura a tracción de diversas probetas de esa misma chapa, todas ellas ensayadas en
diferentes condiciones de lubricación y de anchura de chapa, podrían obtenerse otros
puntos que permitirían dibujar finalmente la curva TP correspondiente a rotura por
deformaciones de chapa que no supongan expansión de la misma (segundo cuadrante,
ε2<0).
Complementariamente suponiendo que la chapa hubiera sido deformada mediante un
esfuerzo de expansión: los círculos aumentarían de diámetro. Aunque la deformación no
fuera un estirado puro se verificaría ε1>0 y ε2>0; los puntos correspondientes estarían en
el primer cuadrante de la Figura 34. Suponiendo que en un ensayo de deformación por
expansión la chapa cuando rompe presenta unos círculos cuyos resultados ε1 y ε2 son los
indicados en el punto E. Otros puntos de la curva de rotura por expansión PE podrían
obtenerse mediante otros ensayos con diferente lubricación.
Sin embargo, más que el comportamiento a rotura interesa el comportamiento a
estricción localizada. Para ello se determinará de modo análogo otra curva FLD, a
estricción, midiendo las deformaciones que los círculos experimentan en esos ensayos
justo antes de iniciarse la estricción localizada. Los resultados que se obtienen son
además independientes del diámetro elegido para los círculos grabados.
Las curvas FLD a estricción localizada quedan por debajo de las determinadas a rotura.
Estas curvas propuestas por Keeler resultan de gran utilidad para predecir el
comportamiento de una determinada chapa a la deformación. De una parte cuanto sea la
ordenada en el origen P1, tanto mejor será su comportamiento al estirado. Por otro lado,
74
cuanto mayor sea la tg β, mejor será su aptitud a la embutición (su espesor tiende menos
a “adelgazar”).
Este ensayo no deja de ser una simplificación del proceso de embutición, ya que la
chapa, realmente, se ve sometida a esfuerzos muy complejos de compresión,
tangenciales y de tracción en sentido radial, Figura 35. La máxima fuerza de
compresión se sitúa cerca del borde. La máxima fuerza de tracción está localizada en
una zona próxima a la curvatura del canto.
Figura 35: Esfuerzos generados sobre una muestra de embutición profunda.
Para que haya embutición sin desgarro en la chapa, sería preciso que el fondo resistiera
la presión del punzón; por lo tanto, esta presión debería de ser inferior a la resistencia
del fondo a la rotura.
75
3 TÉCNICAS EXPERIMENTALES
3.1 Material
El material utilizado para el trabajo ha sido un acero de la familia Mn-Al. Se han
obtenido dos coladas, TRIP-1 y TRIP-2, con las composiciones indicadas en la Tabla 5.
C Mn Si S P Al Cr Ni Mo Cu N(*)
TRIP-1 0,19 1,60 0,045 0,005 0,013 1,32 0,005 0,003 0,024 0,025 < 30
TRIP-2 0,26 1,66 0,090 0,006 0,017 1,60 0,004 0,002 0,010 0,030 < 30
Tabla 5: Composición química del acero estudiado. (*) Datos en % en peso, excepto N que se
representa en ppm.
En esta familia de acero TRIP se ha sustituido parte del silicio existente en la familia
Mn-Si, comúnmente utilizado para retrasar la precipitación de cementita durante la
transformación isotérmica bainítica, por aluminio. De esta forma, se evita la aparición
de silicatos superficiales perjudiciales para la formación de la capa de zinc durante el
proceso de galvanizado como se comentó en el apartado 1.5 sobre la obtención de
aceros TRIP.
Las dos coladas han sido fundidas en un horno en vacío de pequeño tamaño, que
permite obtener coladas experimentales en concentraciones muy precisas y que permite
un control óptimo de parámetros del proceso tales como homogeneización del caldo,
temperatura, etc. Al no disponer de material suficiente de la colada TRIP-1 para el
estudio de la deformación en caliente completa en este material, se fabricó una nueva
colada de composición indicada como TRIP-2 para efectuar el mismo.
En el primer caso, TRIP-1, se obtuvieron lingotes de 6 kg y de 50 mm de espesor, que
quedaron reducidos a 44 mm tras ser sometidos a un fresado para sanear las superficies
de los lingotes. Posteriormente, se laminó en caliente a 1100 ºC (1373 K). Con ayuda
de una caja pequeña de laminación se realizaron cinco pasadas a esa temperatura hasta
76
obtener una chapa de 3 mm de espesor (porcentaje de reducción del 93%). Entre pasada
y pasada, se introdujeron las chapas en el horno durante 15 minutos. Finalmente se
realizó un proceso de laminación en frío hasta alcanzar un espesor final de 0,9 mm
(porcentaje de reducción del 70%).
Los ensayos de dilatometría han sido realizados tras la laminación del acero de la colada
TRIP-1.
Posteriormente a la chapa se le realiza un tratamiento intercrítico a 912 ºC (1185 K) y
180 s de permanencia a la misma, seguido de un enfriamiento hasta 450 ºC (723 K)
donde es mantenida isotérmicamente durante 450 s para conseguir la condición TRIP
(ver su justificación en el apartado 4.3)
Sobre las chapas de la colada TRIP-1 en la condición anterior, se han realizado los
ensayos mecánicos, microestructurales y de embutibilidad.
Figura 36: Simulación proceso obtención del material TRIP-2.
En el segundo caso, colada TRIP-2, se obtuvo un lingote de aproximadamente 40 kg y
sección media de 115 x 115 mm, este fue laminado a 1100 ºC (1373 K) en una
instalación industrial, tras haberlo calentando a 1220 ºC (1493 K) hasta llegar a obtener
un producto final en forma de palanquilla rectangular de 60 x 30 mm, lo que significa
77
una reducción del 86% en área. Posteriormente, se ha enfriado hasta temperatura
ambiente a una velocidad de 3,7 ºC/s. Este ha sido el material base para las
simulaciones de la deformación en caliente una vez preparadas las probetas apropiadas
para los ensayos, ver Anexo 1.
3.2 Equipos utilizados
Para la realización de las tareas de caracterización y ensayos, se han utilizado las
siguientes técnicas experimentales que se describen brevemente en el apartado
correspondiente a la técnica experimental.
3.2.1 Análisis dilatométricos
Estos análisis se han realizado en un dilatómetro ADAMEL. Estos análisis consisten en
someter una muestra del material a un ciclo de calentamiento y enfriamiento a
diferentes velocidades y mediante una varilla en contacto con la muestra determinar su
dilatación o contracción en función de la temperatura. Con ello, se puede determinar las
temperaturas de transición entre las fases que aparecen ya que la transformación entre
fases supone un reajuste atómico de las redes cristalinas entre los constituyentes.
Así por ejemplo, en el calentamiento a una velocidad dada, se produce el inicio del
cambio de fase entre ferrita y austenita a una temperatura definida Ac1, que continua
hasta que se transforma totalmente en austenita a la temperatura Ac3, esto supone un
aumento en volumen de la red entre BCC (ferrita con parámetro de red 0,2866 nm) y
FCC (austenita con parámetro de red 0,3639 nm); parecería, por tanto, una dilatación.
Sin embargo considerando que la red BCC contiene 2 átomos por celda unidad (un
átomo central más 8 átomos en los vértices del cubo pero compartidos con 8 celdas
adyacentes: 1+8/8=2) y la red FCC contiene 4 átomos por celda unidad (8 átomos en los
vértices del cubo compartidos con 8 celdas adyacentes más 6 átomos en las caras del
cubo compartidos con 2 celdas adyacentes: 8/8+6/2=4), lo que acaba por traducirse en
una contracción de la muestra detectable en el ensayo, Figura 37.
78
Estas características son también detectables en el ciclo de enfriamiento.
Figura 37: Curva de dilatometría.
Junto a la determinación de los puntos críticos de calentamiento y enfriamiento, Ac1,
Ac3, Ar3 y Ar1, la observación de las estructuras observadas en las muestras extraídas a
las diferentes velocidades de calentamiento y enfriamiento de las muestras ensayadas,
permite construir los diagramas de transformaciones de inequilibrio en el calentamiento,
CHT y en el enfriamiento, CCT.
El dilatómetro utilizado en este trabajo, es el modelo de alta resolución Adamel-
Lhomargy DT1000, controlado por ordenador, que permite establecer de forma
automática y muy precisa ciclos térmicos complejos. Es posible aplicar asimismo, sobre
las muestras ciclos térmicos sucesivos, combinando condiciones anisotérmicas e
isotérmicas, mediante la programación externa de los parámetros velocidad, temperatura
y tiempo característicos del tratamiento.
Las variaciones en longitud de la muestra son transmitidas a través de una varilla de
sílice amorfa a un captador inductivo LVDT que realiza la medición. Dicho captador
está herméticamente cerrado permitiendo la realización de ensayos en condiciones de
vacío o en atmósfera inerte con el fin de minimizar la oxidación o descarburización de
79
las muestras durante el calentamiento a altas temperaturas. Un sistema de bombeo
primario permite un vacío de entre 10 y 1 Pa. El calentamiento se realiza mediante un
horno de radiación, refrigerado con agua, formado por dos lámparas tubulares de cuarzo
con filamentos de wolframio enfocadas en la muestra mediante un reflector bi-elíptico.
Con esta disposición se consigue una alta transferencia de potencia calorífica a una
muestra de masa pequeña y una baja inercia térmica. La temperatura es medida
directamente con un termopar tipo K Chromel-Alumel de 0,1 mm de diámetro soldado a
la muestra.
Asimismo, el enfriamiento se realiza mediante la acción combinada de la refrigeración
mediante aire comprimido, que es aplicado sobre las lámparas del horno, con la de un
chorro de helio de caudal programado, que actúa directamente sobre toda la superficie
de la probeta. La excelente eficiencia en la transmisión de calor y la baja inercia térmica
del sistema asegura la aplicabilidad de velocidades de calentamiento y enfriamiento
constantes con valores comprendidos entre 0,003 y 500 ºC.s-1
. La curva dilatométrica es
registrada a lo largo del ciclo térmico aplicado con un dispositivo electrónico asistido
por ordenador.
Los sistemas de registro del equipo permiten reproducir:
- la curva del ciclo térmico aplicado sobre la muestra, T = f (t);
- la curva de variación relativa de longitud de la muestra en función de la temperatura,
dL/L0 = f (T) ;
- la curva de variación relativa de longitud de la muestra en función del tiempo, dL/L0 =
f (t)
- y las curvas derivadas del análisis térmico y dilatación, tanto en función de la
temperatura como del tiempo: dT/ dt = f (T), dT/ dt = f (t), dL/dt = f (T) y dL/ dt = f (t).
Todas las muestras dilatométricas utilizadas en este estudio han sido mecanizadas con
una geometría cilíndrica de 3 mm de diámetro por 12 mm de longitud.
80
3.2.2 Máquina de ensayos de torsión
El banco de trabajo en torsión de la casa SETARAM, Figura 38, consiste en una
bancada con un motor asentado, un reductor, una caja de velocidades, un embrague
electromecánico, y un disco que permite medir ángulos de giro mediante un circuito
opto-electrónico. Además cuenta con el árbol torsor para la aplicación del par de torsión
y el árbol de medida, con las galgas extensométricas de la célula de medida del par
torsor.
Figura 38: Máquina de torsión utilizada.
La probeta se aloja dentro de un tubo de cuarzo, en el que se puede reproducir una
atmósfera inerte y protectora de argón para evitar efectos superficiales, sobre todo la
oxidación superficial. El tubo se aloja en el interior de un horno de inducción con límite
superior de temperaturas de 1500 K.
Se miden las temperaturas, mediante termopares uno para el control del horno y otro de
contacto para el control de la probeta, además un pirómetro mide la temperatura precisa,
en la situación deformada, se logra de esta forma registrar la temperatura de horno y la
de muestra.
81
El par torsor, la temperatura de trabajo, la velocidad del motor y el ángulo de giro son
registrados por un sistema de adquisición de datos del equipo. Existe la posibilidad de
extraer la probeta del horno y si se es necesario, enfriar mediante chorro de agua a
presión que congela la microestructura en el estado deformado.
El equipo de ensayo permite realizar medidas de temperaturas de trabajo en el rango de
200 a 1500 ºC (473 a 1773 K). Las velocidades que permite el motor hacen que el
número de revoluciones por minuto que se pueden imprimir a las probetas esté
comprendido entre 0,2 y 100.
La geometría de las muestras mecanizadas para el ensayo de torsión se indica en la
Figura 39.
Figura 39: Probeta de torsión, dimensiones.
Las probetas sobre las que se realizan los ensayos son habitualmente de valores de 13,
27 y 50 mm de longitud, y de 2 y 6 mm de radio. Una serie de probetas ya mecanizadas
para el ensayo de tracción se muestran en la Figura 40
Figura 40: Diferentes probetas para ensayo de torsión.
82
3.2.3 Ensayos de tracción
Los ensayos mecánicos de tracción sobre muestras mecanizadas a las dimensiones
indicadas según la norma de EN10002-1. Se han utilizado máquinas de tracción de la
marca INSTRON y los ensayos se han realizado a temperatura ambiente y velocidades
lentas (휀 < 10−2 𝑠−1). Se han ensayado un total de 3 muestras por resultado.
El ensayo consiste en fijar los extremos de la muestra a unas mordazas situadas en unos
actuadores que se desplazan a la velocidad seleccionada. Esto produce un alargamiento
de la muestra, Figura 41. El sistema de adquisición de datos del ensayo proporciona la
fuerza ejercida y el cambio dimensional de la pieza, y puesto que se conocen las
dimensiones geométricas iniciales de la pieza se puede llegar a conocer la tensión
ejercida y la deformación experimentada.
El ensayo de tracción se ha llevado a cabo aplicando una precarga de 8 MPa, un primer
estadio de carga controlado por la velocidad de carga hasta un 3 % y un segundo estadio
de carga controlado por la velocidad de deformación. Se han ensayado un total de 3
muestras por resultado.
Figura 41: Esquema simplificado del ensayo de tracción uniaxial
83
3.2.4 Caracterización microestructural
Microscopía óptica
Se utiliza para la observación de los constituyentes estructurales de las muestras.
Requiere la preparación metalográfica previa de las piezas: corte, pulido y
habitualmente ataque mediante reactivos químicos para revelar las diferentes fases
integrantes del material.
Es importante en esta etapa, la correcta selección de los reactivos de ataque adecuados
para el revelado de la estructura correcta. En aceros de este tipo, de estructura compleja
por el número de fases presentes, reactivos del tipo de Nital, Beraha y LePera, se
observan diferentes tonalidades en las micrografías obtenidas que es preciso comprobar
mediante otros métodos para poder asumir su validación [COC06, SIL08].
El ataque Nital se trata de una mezcla de alcohol etílico con un 2% o 4% de ácido
nítrico. Este ataque permite determinar con nitidez las juntas de grano de la ferrita y la
martensita, en especial la martensita de bajo carbono en forma de lajas o agujas.
El reactivo Beraha consiste en una solución de tiosulfato sódico y metabisulfito de
potasio en agua. Resulta indicado para la observación de ferrita y austenita. Sin
embargo, las diferencias entre ferrita, martensita y bainita no resultan claras.
La microestructura de un acero TRIP está compuesta por cuatro fases diferentes: ferrita,
bainita, austenita y/o martensita. Aunque el ataque con reactivo LePera (mezcla a partes
iguales de una solución al 2% de metabisulfito sódico en agua con picral –5% de ácido
pícrico en etanol–) parece de inicio el reactivo más adecuado para el revelado de las
fases, puesto que identifica tres de ellos: la ferrita queda con una tonalidad gris azulada
y la bainita en tono marrón oscuro, presenta el problema de que tanto la austenita como
la martensita quedan blancas. La identificación entre estas últimas necesitaría de otros
métodos de apoyo como puede ser la difracción de rayos-X. Sin embargo, estos
únicamente aportan información sobre su fracción en volumen de fase y otros
84
parámetros de naturaleza cristalográfica, pero no aportan datos morfológicos tales como
tamaño y distribución.
En este trabajo se ha utilizado un microscopio óptico Olympus CK10M con una cámara
digital Nikon COOLPIX 5700 acoplada al visor. Se ha utilizado asimismo bancos
metalográficos de la casa Polyvar MeF3 Reichert-Jung.
Análisis de imagen
Utilizando el programa analizador de imágenes “Image-Tool”, las micrografías
digitalizadas son convertidas a imágenes binarias, en estas la imagen de interés se
descompone en un cierto número de niveles de gris, en este caso, 256 niveles. El
sistema permite establecer el nivel umbral de gris con el que se cubre la fase a evaluar
frente al resto de fases no consideradas. Una vez establecido el nivel umbral al valor
deseado, la fase a contabilizar aparece en color negro y el resto de fases, en color
blanco. Mediante el cociente entre el número de puntos de color negro de la imagen y el
número de puntos total se obtiene la fracción de volumen de la fase objeto del estudio
que está presente en una micrografía.
Microscopía electrónica de barrido
Esta técnica sustituye la iluminación con luz visible utilizada en microscopía óptica por
electrones acelerados y focalizados mediante lentes electromagnéticas que interactúan
sobre la muestra que se desea observar. El haz de electrones escanea (“barre”) la
superficie de la pieza y presenta como ventaja la observación a mayores aumentos y con
mayor profundidad de campo de las muestras que el microscopio óptico.
En la interacción de los electrones con la materia de la muestra observada, se producen
todo tipo de fenómenos de interacción, y entre ellos se emiten electrones
retrodispersados (dispersión elástica), electrones secundarios (dispersión inelástica) y
rayos-X característicos de la composición de la zona de incidencia.
85
La detección de estas señales, permite obtener imágenes mediante la captación de los
electrones primarios o retrodispersados, estas imágenes relacionan el brillo con el
número atómico de la estructura observada. Otro tipo de señales son las que generan las
imágenes de electrones secundarios, estas imágenes permiten la observación de la
morfología a mayores aumentos y con mayor profundidad de campo que las obtenidas
por microscopía óptica. Las señales de rayos-X generadas en la interacción con la
muestra, permite el análisis de los elementos presentes en zonas puntuales de la muestra
mediante una microsonda acoplada al sistema.
Los acrónimos utilizados habitualmente para denominar estas técnicas son SEM
(“Scanning Electron Microscopy”) y EDS (“Energy Dispersive Spectrometry”).
Se han utilizado un microscopio electrónico de barrido con filamento de emisión de
campo tipo Schottkey JEOL JSM 6500F, equipado con detectores de electrones
secundarios y de electrones retrodispersados así como sistema de microanálisis por
dispersión de energía Oxford Inca y cámara de infrarrojos.
EBSD
La técnica EBSD (“Electron Backscattering Diffraction”) está acoplada a la microscopía
electrónica de barrido y permite la obtención de datos cristalográficos a nivel de granos
metalográficos mediante la difracción de los electrones primarios (también
denominados retrodispersados) que se produce en la interacción del haz de electrones
acelerados sobre la muestra.
El principio básico en el que se sustenta el método, es la difracción que experimentan
los electrones sobre los planos cristalográficos de un material policristalino (es decir
formado por un conjunto de granos cristalinos). Al focalizar un haz de electrones
acelerados sobre una superficie, ciertos electrones sufren una dispersión elástica que
provoca que dichos electrones, sin variar en exceso su energía, vean alterada su
dirección. Estos electrones son los que se conocen habitualmente con el nombre de
electrones retrodispersados. Parte de estos electrones, una vez que han sido dispersados
en cualquier dirección, pueden encontrarse en condiciones de difracción con respecto a
86
los planos cristalográficos de la muestra y experimentar una difracción con un ángulo
característico definido por la denominada ley de Bragg. Un esquema del sistema de
captación de estos electrones se muestra en la Figura 42.
Figura 42: Sistema de detección de electrones difractados EBSD.
Los electrones difractados forman un cono que corta a un detector (pantalla
fosforescente) en forma de líneas casi paralelas, denominadas líneas de Kikuchi, Figura
43. Una vez obtenida esta información, se pueden indexar dichas líneas para verificar
cuáles son los planos cristalográficos que han difractado y confirmar la presencia de una
cierta fase. También el procesado de las imágenes recogidas permite obtener
información cristalográfica de la zona analizada (texturas, desorientaciones entre
granos, etc.).
Se ha utilizado para ello un sistema CRISTAL de la casa OXFORD Instruments
acoplado a un microscopio electrónico de barrido JEOL JSM-5910LV. Las muestras
han sido analizadas en inclinación de 70º y a un potencial de 20 kV.
87
Figura 43: Formación de líneas de “Kikuchi”. Patrón EBSD
Difracción de Rayos-X
Esta técnica se basa en la capacidad de los materiales cristalinos en difractar los Rayos-
X incidentes en su superficie.
Se basa en la ley de Bragg que afirma que un haz de Rayos-X será difractado por una
red atómica si se satisface una condición entre la inclinación del haz incidente (θ), la
distancia entre planos atómicos (d) y la longitud de onda utilizada (λ).
𝑘𝜆 = 2𝑑 𝑠𝑒𝑛𝜃 (72)
Se producirá un haz difractado, emitido formando el mismo ángulo con la familia de
planos que el haz incidente, cuando se cumpla la ecuación anterior.
Esta técnica permite la identificación de fases cristalinas mediante la indexación de las
líneas de difracción de una figura de difracción frente a índices patrones del tipo ICDD
(“International Center for Diffraction Data”).
Se han utilizado dos difractómetros de rayos-X uno de marca SIEMENS D 5000, con
radiación Cu Kα no filtrada y otro BRUKER D8 Advanced con las mismas
88
características de ánodo. El equipo ha realizado un barrido en la superficie a una
velocidad (2θ) inferior a 0,3 grados/min, operando a 40 kV y 30 mA.
Para el análisis de las muestras, la cara de observación de las mismas ha sido
previamente desbastada y pulida con pasta de diamante de hasta 1 μm. Posteriormente
ha sido atacada ligeramente con el reactivo nital 2% (2% de ácido nítrico en etanol) para
eliminar cualquier capa de la superficie que hubiera podido ser modificada debido a la
deformación aplicada en la preparación de la muestra.
La medida de la austenita retenida sobre la muestra se basa en el método propuesto por
la norma ASTM E975-03 [ASTM-E975]. Para su determinación, se han considerado
tres familias de planos para el sistema BCC: (110), (200) y (211) y otras tres para el
sistema FCC: (111), (200) y (220).
Con objeto de determinar lo más correctamente posible el contenido en carbono de la
austenita, y para evitar errores debido a posibles faltas de alineamiento del equipo o de
planitud de la muestra, se utilizará la relación expuesta por Taylor-Sinclair [DIF07].
El estudio de las variaciones de las alturas de los picos de difracción sobre las alturas
previstas por los patrones de difracción, es útil para la determinación de la textura u
orientación cristalina preferente de los planos cristalinos de la muestra analizada. El
análisis de los datos de texturas se representa mediante las figuras de polos directas o
inversas o bien mediante las figuras O.D.F. (“Orientation Distribution Function”) en las
que se trata de conseguir una representación de los granos cristalinos sobre unas
direcciones de referencia conocidas, habitualmente la dirección de laminación.
Por otra parte, la estimación del desplazamiento de los picos de difracción sobre la
posición teórica, permite evaluar las tensiones existentes sobre el material. En el caso de
que sobre el material no actúe tensión externa aplicada alguna, la tensión evaluada será
la tensión residual remanente en el material tras los procesos de fabricación y/o
conformado que haya experimentado para su obtención.
89
Figura 44: Esquema de la medición del parámetro de red mediante difracción de Rayos-X.
90
91
4 RESULTADOS
4.1 Composición de los materiales estudiados
La composición de las coladas del acero TRIP fabricado para este trabajo se encuentra
indicada en la Tabla 5 del capítulo anterior. Para facilitar la lectura de este capítulo se
indican nuevamente.
C Mn Si S P Al Cr Ni Mo Cu N(*)
TRIP-1 0,19 1,60 0,045 0,005 0,013 1,32 0,005 0,003 0,024 0,025 < 30
TRIP-2 0,26 1,66 0,090 0,006 0,017 1,60 0,004 0,002 0,010 0,030 < 30
Coladas fabricadas, datos en % en peso; (*) en ppm.
4.2 Cinética de la transformación austenítica
Una vez que se ha fabricado el material, se van a seleccionar las condiciones óptimas de
procesado.
En primer lugar y para la colada TRIP-1, se han obtenido las transformaciones de
inequilibrio en el calentamiento y en el enfriamiento, asimismo se han determinado las
fases estructurales formadas. Los datos se han obtenido mediante ensayos de
dilatometría a diferentes velocidades de calentamiento y enfriamiento para definir los
puntos críticos y los de transformación de fase. Posteriormente, el análisis metalográfico
y la medida de durezas sobre estas muestras permitirán determinar las fases presentes
tras el ensayo.
4.2.1 Diagrama CHT. Transformación en el calentamiento continuo
La Figura 45 presenta la curva de dilatometría obtenida para la colada TRIP-1 mediante
calentamiento hasta 1150 ºC (1423 K) a una velocidad de calentamiento y enfriamiento
de 0,05 ºC/s
92
Figura 45: Curva dilatométrica obtenida sobre la colada TRIP-1 a velocidad de 0,05ºC/s
A partir de esta gráfica dilatométrica es posible determinar los puntos críticos Ac1, Ac3,
Ar1 y Ar3. El punto Ac3 deducido de la curva dilatométrica no se determina claramente.
Se ha tomado uno aparente, Ac3a, marcado con un círculo en la curva. Los puntos
determinados han sido:
Ac1: 704 ºC, Ac3a: 1013 ºC, Ar3: 864 ºC y Ar1: 637 ºC. (977, 1286, 1137 y 910 K
respectivamente)
Posteriormente, el estudio metalográfico determinó la presencia de ferrita para esa
temperatura y velocidad de calentamiento.
Repitiendo este ensayo a diferentes velocidades de calentamiento y enfriamiento se
pueden obtener los puntos críticos de transformación Ac1 y Ac3 (Ac3a) en dichas
condiciones. Es posible asimismo, construir el diagrama de calentamiento continuo y
mediante ellos observar la evolución de los puntos críticos de transformación en función
de las diferentes velocidades de calentamiento consideradas en el ensayo de
dilatometría; estos valores son los indicados en la Figura 46.
93
Este tipo de diagramas de calentamiento continuo se obtienen representado en el eje de
abscisas el tiempo en escala logarítmica y en el de ordenadas la temperatura.
Posteriormente se trazan las representaciones de las velocidades de calentamiento
consideradas en el ensayo de dilatometría, y en cada segmento trazado, se señalan los
puntos críticos obtenidos. Por último se unen los puntos críticos obtenidos, de esta
forma se definen las regiones estructurales según la velocidad de calentamiento.
En este caso, se han obtenido los puntos de la gráfica a partir de tres ensayos de
dilatometría a las velocidades de calentamiento de 0,05; 0,1; 0,5; 1; 5 y 10 ºC/s.
Todos los puntos Ac3 deducidos de la curva dilatométrica son aparentes, Ac3a, ya que el
estudio metalográfico posterior determinó que había presencia de ferrita para esas
temperaturas y velocidades de calentamiento. Por ello, en la Figura 46 la línea de unión
de los puntos Ac3a se ha representado en línea de trazos.
Figura 46: Representación de los puntos críticos según diferentes velocidades de calentamiento.
94
Con vistas a determinar si se consigue eliminar la ferrita se han realizado ensayos a
temperaturas más altas. Analizando las microestructuras del material calentado a las
diferentes velocidades, se ha comprobado el porcentaje de ferrita existente que se ha
representado en función de la temperatura tal como se aprecia en la Figura 47. El
material de partida presenta un contenido en ferrita del 56% y 44% de perlita.
Figura 47: Ferrita remanente tras calentamiento a 10 ºC/s
Para esta velocidad de calentamiento de 10 ºC/s, y de acuerdo a la curva dilatométrica,
se debería observar una austenización total a los 1062 ºC (1335 K). Sin embargo, se
aprecia que en estas condiciones se mantiene una cierta cantidad de ferrita. En concreto
en este caso representa más de un 20% de ferrita. Solamente a esta velocidad de
calentamiento, se alcanza la austenización completa y esta se alcanza a 1150 ºC (1423
K). La perlita se transforma en ferrita y austenita a 763 ºC (1036 K). Por tanto, no toda
la ferrita se transforma en austenita a la temperatura predicha por dilatometría. Se
puede, por tanto, concluir que mientras hay una rápida transformación de la perlita en
austenita y ferrita, la ferrita se transforma lentamente en austenita.
95
4.2.2 Diagrama CCT. Transformación en enfriamiento continuo
Una vez definidos los puntos críticos de transformación, se procede a determinar el
diagrama de enfriamiento continuo (diagramas CCT). En este caso se han realizado las
dilatometrías para la colada TRIP-1 calentado hasta 900 ºC (1173 K) a una velocidad de
5 ºC/s y enfriado a las velocidades indicadas. El análisis de las metalografías de las
probetas de dilatometría desde la temperatura de ensayo y para las distintas velocidades
de enfriamiento junto con la evaluación de la dureza Vickers con carga de 100 g de las
mismas, han corroborado las distintas fases encontradas en dilatometría. En la Tabla 6,
se recogen los datos obtenidos.
Temperatura
inicio
Velocidad
enfriamiento
Estructura Fs Ff Ps Pf Bs Bf Ms
900 ºC
(1173 K)
0,5 F + P 859 772 772 742
1 F + P 850 768 768 704
5 F + P 831 709 709 687
10 F + B + M(A) 827 691 691 291 291
25 F + B + M(A) 805 582 582 324 324
50 F + B + M(A) 794 464 464 332 332
Tabla 6: Fases obtenidas según distintas velocidades de enfriamiento. Construcción de la curva
CCT. Fs: inicio de la transformación en ferrita; Ff: fin de la transformación en ferrita; Ps: inicio de
la transformación en perlita; Pf: fin de la transformación en perlita; Bs: inicio de la
transformaciónen bainita; Bf: fin de la transformación en bainita; Ms: inicio de la transformación
en martensita; A: austenita retenida.
En la representación gráfica de la Figura 48 se muestra el diagrama tras austenización
incompleta a 900 ºC (1173 K) a una velocidad de calentamiento de 5 ºC/s. La curva
marrón refleja la transformación de la austenita a ferrita, pero esta es parcial, ya que la
austenización a esa temperatura no es total y por ello, no se ha representado la línea de
transición Ac3. Para Fs tenemos una cantidad de ferrita sin transformar que varía con la
temperatura de austenización y la velocidad de calentamiento, en este caso para 900 ºC
(1173 K) de temperatura de austenización, tenemos algo menos del 50% de ferrita sin
transformar para Vc= 10 ºC/s. Por tanto, por encima de esta curva marrón conviven las
estructuras austeníticas y ferríticas. El espacio ferrítico F, se podría subtitular de la
perlita, dado que es la ferrita procedente de la perlita. La bainita aparece para
96
velocidades de transformación a partir de 10 ºC/s. La microestructura de la zona
bainítica y martensítica contiene, además de su estructura, austenita retenida.
Figura 48: Curva de enfriamiento continuo obtenida. Curva CCT.
La construcción de este diagrama de enfriamiento continuo ha sido muy costosa, pero
con ello se consigue definir las estructuras aparecidas tras el enfriamiento después de
laminar en caliente. Sin para definir el tratamiento térmico isotérmico óptimo se va a
proceder a utilizar otro procedimiento menos costoso que realizar el diagrama
isotérmico.
Una estimación de la capacidad de conformado de los materiales se evalúa
tradicionalmente por la capacidad de alargamiento del material, [MEY99], [GUT06].
Por todo ello, se ha tomado el alargamiento máximo como valor estimativo para la
selección del tratamiento térmico isotérmico en la zona bainítica óptimo.
Fundamentalmente, se trata de obtener una primera aproximación de las condiciones de
proceso que influyen en la mejora de la capacidad de conformado.
97
4.3 Tratamientos térmicos para la obtención del acero TRIP
Aunque se puede obtener este tipo de aceros realizando el proceso de transformación
desde la laminación en caliente, las dos rutas más comunes utilizadas en la industria
para la fabricación de los aceros TRIP comentadas dentro del apartado 1.5 “Obtención
de aceros TRIP” es la laminación en frío posterior a la laminación en caliente
convencional, con o sin inmersión en baño de zinc fundido. Ambos casos requieren la
aplicación de un tratamiento intercrítico y a continuación un tratamiento isotérmico en
la zona de transformación bainítica.
Previamente a la definición de tratamiento isotérmico óptimo, se ha definido el
tratamiento intercrítico. Una vez que se dispone del material de la colada TRIP-1 en
forma de chapa de 0,9 mm de espesor, se ha simulado como condición de tratamiento
intercrítico una temperatura que produzca una fracción de austenita del 50%; la
simulación ha sido realizada mediante utilización del programa Thermo-Calc, Figura
49. Para la composición de la colada TRIP-1, se obtiene que dicha temperatura debiera
alcanzar los 912 ºC, lo (1185 K) que corrobora lo ya indicado en la Figura 47.
Figura 49: Fracción de austenita obtenida según la temperatura de tratamiento intercrítico para el
acero TRIP-1.
98
Posteriormente, se han realizado diferentes tratamientos isotérmicos para la formación
de bainita, pero manteniendo una cierta cantidad de austenita retenida en su estructura.
Para definir el tratamiento térmico óptimo, primero, se han tratado térmicamente
diferentes piezas a 300 ºC (573 K), 400 ºC (673 K), 450 ºC (723 K), 500 ºC (773 K) y
550 ºC (823 K) durante un tiempo de 300 s, con objeto de definir la temperatura de
tratamiento Sobre ellas se han realizado ensayos de tracción con objeto de determinar la
tensión de rotura y el alargamiento, Figura 50 (estimación de la conformabilidad a las
diferentes temperaturas consideradas).
Figura 50: Propiedades mecánicas obtenidas según la temperatura del tratamiento isotérmico
aplicado (300 s de mantenimiento).
De los resultados mecánicos, se aprecia que el mayor alargamiento en el ensayo de
tracción se obtiene cuando el tratamiento térmico se realiza a 450 ºC (723 K).
99
A continuación, una vez definida la temperatura de tratamiento de 450 ºC (723 K), se ha
seleccionado el tiempo adecuado de mantenimiento a dicha temperatura. En este caso se
han considerado tratamientos a 10 s, 60 s, 300 s, 450 s y 600 s y sobre las piezas, se han
realizado de nuevo ensayos de tracción para la determinación de la tensión de rotura y
del alargamiento, Figura 51.
Figura 51: Propiedades mecánicas obtenidas según el tiempo del tratamiento isotérmico aplicado a
la temperatura de 450 ºC.
Se observa que el alargamiento máximo se obtiene con una duración del tratamiento de
450 s. a la temperatura definida de 450 ºC (723 K). Se puede definir por tanto, que el
tratamiento isotérmico óptimo para obtener el mayor alargamiento del material, se
obtiene al realizar un tratamiento a 450 ºC (723 K) durante 450 s.
Una vez definido el tiempo y la temperatura que definen el alargamiento máximo del
material, se ha determinado asimismo tanto la austenita retenida presente en el material
así como el contenido en carbono de esa austenita.
100
Mediante la técnica de rayos-X y a partir del valor obtenido en la relación de Taylor-
Sinclair, Figura 44, y conforme a lo establecido en el apartado 1.2 “Constituyentes
estructurales. Características”, el parámetro de red puede ser definido en función del
carbono disuelto en la austenita.
a=0,3548+0,0044(%C) Å (73)
Con estas consideraciones se obtiene para la colada TRIP-1 la representación indicada
en la Figura 52.
Figura 52: Fracción de austenita y contenido en C para la colada TRIP-1 según el tiempo del
tratamiento isotérmico aplicado a la temperatura de 450 ºC.
En este caso para la temperatura de tratamiento isotérmico de 450 ºC (723 K)
seleccionada, la mayor fracción de austenita coincide con el máximo contenido en
carbono presente en ella y se da con un tratamiento de duración 450 s, valor coincidente
con el obtenido para el mayor alargamiento. En estas condiciones se consigue una
concentración de austenita de 17% con un carbono en solución de 1,55%. Con esto se
demuestra que el tratamiento definido es el considerado óptimo para la aplicación en
servicio buscada.
101
La Figura 53 muestra la figura de difracción obtenida al analizar la muestra en un
barrido angular entre 25º y 105º. Se pueden apreciar las diferentes familias de planos
cristalográficos que han difractado y la identificación realizada, en rojo se señalan los
picos característicos de la fase cúbica centrada en el cuerpo: ferrita, bainita, y en azul se
señalan los picos correspondientes a la fase cúbica centrada en las caras: austenita.
Figura 53: Difracción de Rayos-X obtenida sobre la muestra analizada.
La Figura 54 muestra con más detalle los primeros picos característicos de la ferrita y
austenita. Sobre este tipo de gráfico, determinando la posición del pico para la austenita,
ha sido posible evaluar el contenido en carbono de la austenita retenida según la
ecuación 73.
102
Figura 54: Evaluación de las áreas del pico (110) de la ferrita y del pico (111) para la austenita.
4.4 Estudio del comportamiento a la deformación a alta temperatura
En primer lugar se ha determinado la ductilidad en caliente en la colada TRIP-2. Para
ello se realizaron ensayos de torsión a distintas velocidades de deformación en un rango
de temperaturas de 852 ºC a 1202 ºC (1125 a 1475 K). La gráfica obtenida se muestra
en la Figura 55.
Figura 55: Ductilidad en caliente de la colada TRIP- 2.
103
En esta se aprecia un comportamiento típico de aceros con posibilidad de conformado
en caliente aceptable. La presencia de un máximo a una cierta temperatura, permite que
se puedan identificar tres regiones distintas. En el rango de temperaturas menores 827
ºC a 1027 ºC (1100 a 1300 K) el material presenta menor ductilidad, la cual aumenta
gradualmente con la temperatura 1077-1127 ºC (1350-1400 K) alcanzando una zona de
máximo 1152-1177 ºC (1425-1450 K) y decreciendo drásticamente a temperaturas más
elevadas. Asimismo, se observa un aumento de la ductilidad conforme aumenta la
velocidad de deformación.
A partir de ensayos de torsión en caliente a velocidades de deformación comprendidas
entre 1 s-1
y 26 s-1
y temperaturas entre 850 y 1150 ºC (1123 y 1423 K) sobre muestras
extraídas de la colada TRIP-2, se determinarán los mapas de conformado en caliente
mediante la resolución de la ecuación ZHG. En la Figura 56 y la Figura 57, se muestran
las curvas obtenidas en los ensayos de torsión realizados a 1050 ºC (1323 K) a 94 rpm y
1150 ºC (1423 K) a 469 rpm respectivamente.
Figura 56: Curva de torsión obtenida sobre la colada TRIP-2 a 1050 ºC y 2 s-1
(94 rpm).
104
Figura 57: Curva de torsión obtenida sobre la colada TRIP-2 a 1150 ºC y 10 s-1
(469 rpm).
A partir de estas gráficas obtenidas en el ensayo de torsión en caliente se pueden
deducir las curvas tensión deformación clásicas para las condiciones del ensayo, es
decir a alta temperatura y elevadas velocidades de deformación. Se puede ahora aplicar
las ecuaciones (19), (20) y (21) (apartado 2.1.1) según criterio de Von Mises para la
conversión de valores de par y número de vueltas en tensión, deformación y velocidad
de deformación.
De esta forma, para una velocidad de giro de 94 rpm, utilizando una probeta de torsión
de radio 6 mm y longitud de 17 mm, equivale a una velocidad de deformación de 2 s-1
.
En la Figura 56 se representa el ensayo de torsión obtenido a la temperatura de 1050 ºC
(1323 K) y a esa velocidad de deformación. La gráfica de torsión mostrada en la Figura
57, representa el ensayo de torsión a una temperatura de 1150 ºC (1423 K) y velocidad
de giro de 469 rpm (equivalente a una velocidad de deformación de 10 s-1
)
A partir de las curvas de torsión de las Figura 56 y Figura 57 que representan pares
torsores frente al número de vueltas, sería posible obtener curvas como la indicada en la
105
Figura 58 que representa ya valores de tensión-deformación calculados del ensayo de
torsión.
Figura 58: Curvas tensión-deformación obtenidas de las curvas de torsión presentadas a dos
velocidades de deformación y dos temperaturas (2s-1
, 1050 ºC en azul y 10s-1
, 1150 ºC rojo).
Siguiendo las pautas indicadas en apartados anteriores, para la determinación del
coeficiente “N*” en el caso representado en la Figura 57, correspondiente al ensayo de
torsión determinado a 1150 ºC (1423 K) y 10 s-1
se obtienen los valores indicados en la
Tabla 7:
Nvi Γi ln Nvi ln Γi
3,00276 2,51016 1,09953187 0,9203465
7,16217 2,19905 1,96881301 0,78802545
10,2334 2,06344 2,32565688 0,72437449
14,5865 1,91453 2,68009644 0,64947216
20,2961 1,77094 3,01042875 0,57151048
25,2747 1,68053 3,2298039 0,51910922
30,4531 1,61671 3,4161878 0,48039322
Tabla 7: Pares de puntos, número de vueltas frente a par torsión.
106
Esta tabla se ha construido seleccionando en la zona estacionaria, un cierto número de
pares de puntos del ensayo: número de vueltas, par torsor aplicado, y se calculan sus
logaritmos naturales.
Calculando la pendiente de una recta constituida por los pares (lnNvi, lnΓi) se obtiene el
coeficiente de endurecimiento “N*” de -0,193 con un coeficiente de regresión de
R2=0,99. Este valor sería el correspondiente al estado estacionario en las condiciones de
ensayo.
De esta relación, y una vez conocidos los coeficientes “N*” y “m” en estado
estacionario, se podría calcular la tensión generalizada que también puede ser definida
en el estado estacionario o bien en el estado máximo (o de pico).
De las curvas de torsión se puede apreciar que el número de vueltas a rotura de la colada
TRIP-2 es de 32 vueltas a 1150 ºC (1423 K) y velocidad de deformación de 10 s-1
,
Figura 57, siendo menor en otras condiciones de menor temperatura y menores
velocidades de deformación, tal y como ha quedado de manifiesto en la curva de
ductilidad de la Figura 55.
Una vez determinadas las tensiones y las velocidades de deformación para cada
temperatura, se puede representar sus logaritmos (ln ζi, ln휀 𝑖) de tal forma que se
obtendrán diferentes rectas para cada temperatura ya que en la representación de la ley
potencial:
휀 = 𝑘. 𝜎𝑛 ⇒ 𝑙𝑛 휀 = 𝑙𝑛 𝑘 + 𝑛 𝑙𝑛 𝜎 (74)
Sobre la colada TRIP-2 analizada se ha determinado la dependencia de la velocidad de
deformación frente a la tensión para las temperaturas consideradas, Figura 59:
El ajuste de los datos a la ecuación permitirá obtener los parámetros correspondientes,
es decir los coeficientes “α”, “A”, “n” y “Q”. Ya se ha comentado en apartados
anteriores (ver apartado 2.1.2) la metodología del cálculo de la resolución de los
parámetros “n”, “m” y “Q”, aunque una resolución matemática requeriría conocer la
107
función 𝜎 = 𝑓(휀, 𝑇, 휀 ). Si bien también existe la posibilidad de resolución de la
ecuación en bloque mediante técnicas numéricas, método utilizado en este trabajo.
Figura 59: Representación de la ley potencial entre la velocidad de deformación y la tensión para la
colada TRIP-2
El Anexo 2, muestra el ejemplo de los datos de partida, en forma de ternas de valores
휀𝑖 , 𝑇𝑖 , 𝜎𝑖 , i=1…W, obtenidos del ensayo de torsión sobre la colada TRIP-2. El Anexo
3 muestra el código en lenguaje MATLAB utilizado para su resolución.
De aquí se puede deducir los coeficientes de la ecuación obteniendo los valores para
dichos coeficientes. En concreto, para la colada TRIP-2 se obtienen los siguientes
parámetros para el ajuste: Q=290 kJ/mol; A=0,658.1011
s-1
; α=0,0125 MPa-1
; n=3,9.
Todo ello con un coeficiente de ajuste de correlación de 0,996, Tabla 8:
ln “A” (s-1
) “Q” (kJ/mol) “n” “α” (MPa-1
)
TRIP-2 24,9 290 3,90 0,0125
Tabla 8: Parámetros obtenidos en la resolución de la ecuación de ZHG para la colada TRIP-2
estudiada.
108
A partir de los ensayos de torsión es posible obtener la representación gráfica
correspondiente a la ecuación de ZHG, Figura 60. Para ello se re-escribe la ecuación de
una forma lineal:
𝑙𝑛 휀 . 𝑒𝑥𝑝 𝑄
𝑅𝑇 = 𝑛. 𝑙𝑛 𝐴. 𝑠𝑒𝑛 𝜎𝛼 (75)
Sabiendo que:
휀 . 𝑒𝑥𝑝 𝑄
𝑅𝑇 = 𝑍 (76)
En el caso general, asimilando esta relación a la ecuación de una recta:
𝑦 = 𝑛. 𝑥 con y = ln(Z) y x = ln A.senh σα (77)
Figura 60: Representación gráfica de la ecuación de ZHG.
A partir de los ensayos de torsión, aplicando las condiciones de Liapunov, se estimará
tanto el rendimiento relativo del material como la estabilidad mecánica en el apartado
5.3.1 en el capítulo siguiente.
109
4.5 Caracterización microestructural y mecánica de los aceros TRIP
obtenidos
4.5.1 Resultados microestructurales
El análisis metalográfico de este tipo de aceros con presencia de varias fases, presenta el
problema de seleccionar un reactivo adecuado para el revelado de las fases de interés.
Dentro de los reactivos metalográficos habituales utilizados en el análisis
microestructural, se han ensayado tres reactivos comunes: Nital, Beraha y LePera.
De la Figura 61 a la Figura 66 se muestran las morfologías obtenidas sobre la colada
TRIP-1 con los tres reactivos mencionados tanto en microscopía óptica como
electrónica. En primer lugar se muestran las imágenes obtenidas por microscopía óptica.
Figura 61: Colada TRIP-1 atacada con el reactivo Nital.
110
Figura 62: Colada TRIP-1 atacada con el reactivo Beraha.
Figura 63: Colada TRIP-1 atacada con el reactivo LePera
En estas micrografías se aprecia que tanto el reactivo Nital como el Beraha revelan
estructuras similares y no aportan una información significativa sobre la identificación
de las fases presentes. Únicamente se puede diferenciar entre la ferrita y la bainita, sin
llegar a distinguir la austenita retenida con estos reactivos de ataque. Mediante el
reactivo LePera si se llega a reconocer la austenita retenida por su tonalidad clara. Con
ello se comprueba lo comentado en el apartado 3.2.4 referente a la caracterización
microestructural.
111
En todo caso, en las micrografías presentadas, se puede apreciar una ligera orientación
de los granos debido a que el tratamiento isotérmico no ha llegado a eliminar la
orientación introducida por la laminación en frío previa.
De forma análoga, para la microscopía electrónica se han evaluado los tres ataques:
Figura 64: Colada TRIP-1 atacada con el reactivo Nital.
Figura 65: Colada TRIP-1 atacada con el reactivo Beraha.
112
Figura 66: Colada TRIP-1 atacada con el reactivo LePera.
Evidentemente, en este caso, al ser micrografías realizadas en microscopía electrónica
con mayor detalle y en zonas más puntuales si que es posible identificar
individualmente las diferentes fases microestructurales presentes tal y como se aprecia
en las figuras correspondientes a esta técnica.
En este apartado de resultados, y en especial con objeto de facilitar la identificación de
las estructuras de la austenita y martensita, se han estudiado diferentes modificaciones
de los ataques, de tal forma que sea posible realizar un análisis metalográfico rápido que
permita evaluar las características morfológicas de las fases presentes.
Existe un trabajo [SPE03], en el que se menciona un reactivo que permite distinguir
entre austenita y martensita. Consiste en la inmersión de la muestra en 2% de Nital
durante 10 s seguido de otra inmersión en un baño de 10% de metabisulfito sódico en
agua. La diferenciación entre martensita y austenita se consigue observando la muestra
con un filtro azul [COC06], con este método, la austenita mantiene la tonalidad blanca.
El tiempo de ataque en la solución de metabisulfito sódico, resulta ser un factor crítico.
Un exceso de tiempo en el reactivo, produce un oscurecimiento de la martensita que en
esta condición de sobre-ataque hace difícil la identificación de esta frente a la bainita,
asimismo produce también un oscurecimiento de la ferrita.
113
Una vez seleccionado un reactivo metalográfico adecuado, se han realizado análisis
mediante microscopía óptica, Figura 67. Gracias a la diferente tonalidad adquirida tras
el ataque, ha sido posible valorar los contenidos de fases presentes en el material.
Figura 67: Microestructura de la colada TRIP-1 obtenida tras el ataque con reactivo LePera.
Fracción de austenita 12,2%
En esta micrografía, Figura 67, la austenita queda revelada en color blanco, la bainita en
gris muy oscuro y la ferrita, componente mayoritario, queda con una tonalidad gris
clara. La fracción de volumen media ocupada por la bainita y austenita estimada en
varios campos analizados es de 22,4 y 16% respectivamente, evaluadas ambas fases
mediante metalografía cuantitativa por análisis de imagen. La concentración de
austenita resulta muy similar a la medida mediante difracción (17% de austenita).
La observación mediante microscopía electrónica aporta los siguientes resultados, Los
granos de ferrita presentan una morfología irregular tal y como se observa en la Figura
68.
114
Figura 68: Morfología de la colada TRIP-1 obtenida por microscopía electrónica. Reactivo Beraha.
Figura 69: Morfología de la colada TRIP-1 obtenida por microscopía electrónica sobre muestra
atacada. Reactivo LePera.
A partir de estas figuras, se observa también que la austenita retenida, fases poligonales
en la Figura 69, se encuentra localizada principalmente en las fronteras de grano
ferrítico, fondo gris en la Figura 69, y rodeada por bainita, fases claras que rodean a la
austenita.
115
4.5.2 Propiedades mecánicas y texturas cristalográficas
Con las condiciones de procesado definidas para el tratamiento intercrítico e isotérmico,
el acero de la colada TRIP-1 presenta las siguientes características mecánicas a
temperatura ambiente y velocidad de deformación de 10-2
s-1
puestas de manifiesto
mediante la gráfica tensión-deformación indicada en la Figura 70.
Figura 70: Curva de tracción obtenida sobre la colada TRIP-1.
Y de aquí se puede determinar el coeficiente de endurecimiento instantáneo “ninst”,
Figura 71. Para ello, se aplica la relación definida en la ecuación 10.
De esta representación gráfica se puede observar que el parámetro “ninst” permanece
relativamente estable a lo largo de toda la deformación.
También se ha determinado la austenita retenida resultante tras diferentes tasas de
deformación a temperatura ambiente de las muestras a distintas velocidades de
deformación, Figura 72. El método ha consistido en deformar a tracción diferentes
probetas de la colada TRIP-1 hasta valores conocidos y posteriormente valorar la
austenita retenida de estas muestras mediante difracción de rayos-X.
116
Figura 71: Coeficiente “n” de endurecimiento instantáneo obtenido. Colada TRIP-1.
Figura 72: Contenido de austenita retenida según la velocidad de deformación. Colada TRIP-1.
117
Con objeto de comprobar el efecto de la temperatura con la velocidad de deformación,
se han realizado ensayos de tracción a tres temperaturas diferentes: -60 ºC, 20 ºC y 100
ºC (213, 293 y 373 K respectivamente) a una velocidad de 4.10-4
s-1
, Figura 73.
Figura 73: Fracción de austenita retenida a diferentes temperaturas obtenidas a una velocidad de
deformación de 4.10-4
s-1
. Colada TRIP-1.
Por otra parte, para evaluar el efecto de las características mecánicas a diferentes
direcciones respecto a la dirección de laminación, o lo que es equivalente, el efecto de la
anisotropía en las propiedades, se han realizado ensayos de tracción en probetas de
tracción extraídas en diferentes direcciones con respecto a la dirección característica de
laminación. Se han determinado parámetros típicos de las propiedades mecánicas de
estos aceros como el límite elástico, la resistencia a la tracción, y el alargamiento a
rotura.
Los resultados obtenidos son los siguientes, Tabla 9:
118
Velocidad de
deformación Dirección
Limite elástico
(MPa)
Resistencia a la
tracción (MPa)
Alargamiento
a rotura (%)
4 x 10-4
s-1
0º
45º
90º
470
462
458
754
744
755
40
41
38
10-2
s-1
0º
45º
90º
481
471
480
743
729
736
29
31
28
Tabla 9: Propiedades mecánicas obtenidas a diferentes velocidades de deformación.
Para confirmar las orientaciones preferenciales o textura cristalográfica obtenidas sobre
la colada TRIP-1, se han determinado las texturas presentes en el material mediante
difracción de rayos-X convencional y mediante la técnica EBSD.
Mediante rayos-X se midieron las figuras de polos (110), (200), y (211) y a partir de
ellas se calculó la O.D.F., Figura 74:
Figura 74: Textura de la colada TRIP-1 según difracción de rayos-X.
7.00
6.00
5.00
4.00
3.00
2.50
2.00
1.50
1.00
PH
I
Phi1
Constant Phi2 = 45
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
0 10
20
30
40
50
60
70
80
90
119
Como textura general, el material presenta una textura compuesta por la fibra
(DL110) y la fibra γ (DN111)
A partir de esta figura, se han determinado las intensidades de los planos y direcciones
cristalográficas de interés para la embutición en frío, Tabla 10.
Orientación Ángulos de Euler Intensidad
θ1 Φ1 θ2
{001}<110> 0 0 45 3,6
{115}<110> 0 16 45 4,4
{111}<110> 0 55 45 3,4
{111}<112> 90 55 45 2,5
{110}<001> 90 90 45 2,1
Tabla 10: Intensidad de las texturas cristalográficas obtenidas en el acero de la colada TRIP-1.
Mediante los ensayos realizados con la técnica EBSD, se ha obtenido la gráfica
representada en forma de figura inversa de polos que se indica en la Figura 75.
Figura 75: Textura de la colada TRIP-1 según difracción de electrones retrodispersados: EBSD.
Los valores obtenidos sobre la chapa de la colada TRIP-1 para estas texturas favorables
vienen indicados en la Tabla 11. Se indica el porcentaje de fase que contiene esa textura
u orientación preferencial de granos con una dispersión de ±10º.
120
Textura % obtenido
{111}<110> ±10º 5,21
{111}<112> ±10º 5,74
{554}<225> ±10º 7,98
Tabla 11: Texturas obtenidas en el material analizado.
4.6 Estudio de caracterización del conformado en frío
Por último, se ha determinado la curva FLD de embutibilidad, Figura 76, mediante
ensayo Nakazima.
Figura 76: Curva límite de formabilidad FLD sobre la colada TRIP-1.
También se han determinado los coeficientes de Lankford “r” y “n”. Se han obtenido los
siguientes valores, Tabla 12:
Velocidad de deformación Coeficiente “r” Coeficiente “n”
4x10-4
s-1
0,74
0,89
0,95
0,26
0,25
0,25
10-2
s-1
0,78
0,83
0,92
0,25
0,24
0,24
Tabla 12: Coeficientes de Lankford obtenidos a dos velocidades de deformación.
121
5 DISCUSIÓN DE RESULTADOS
5.1 Cinética de la transformación austenítica
Uno de los aspectos más destacables en este apartado, es la austenización observada.
Ciertos autores [ZHA02], [CHA06], [JIM09] afirman que en aceros TRIP de la familia
C-Mn-Al no se produce una austenización completa, dato que parece corroborar la
gráfica obtenida mediante simulación ThermoCalc, Figura 49, en la que no se alcanza el
100% de fracción de austenita debido al efecto ferritizante del aluminio en el acero. Este
hecho se confirma asimismo en la simulación por dilatometría del diagrama de fases en
la que no se observa zona de austenización. Sin embargo, los valores obtenidos en la
Figura 47 demuestran que a velocidades de calentamiento rápidas (10 ºC/s) se produce
una austenización completa a 1150 ºC (1423 K) ya que prácticamente desaparece toda
la ferrita presente.
La explicación se debe a que en gran multitud de casos, la austenización ha sido
evaluada mediante técnicas dilatométricas, y en este caso la interpretación no resulta
adecuada ya que la dilatación térmica observada a elevadas temperaturas, no
corresponde exclusivamente a la dilatación de la austenita, sino que interviene la
transformación continua de austenita y ferrita durante el recocido debido a una mayor
extensión de la región intercrítica. Por tanto, no sería totalmente correcto basar la
determinación de la austenita en medidas de dilatometría.
5.2 Tratamientos térmicos para la obtención del acero TRIP
De los resultados obtenidos en las Figura 50 y Figura 51, se aprecia un máximo en el
alargamiento experimentado por estos aceros en el caso de verse sometidos a un
tratamiento isotérmico de 450 ºC (723 K) un tiempo de 450 s.
122
La presencia de un máximo en el alargamiento con respecto a la temperatura, Figura 50,
se debe a que por debajo de esa temperatura, el acero presenta martensita como
constituyente fundamental. A 300 ºC (573 K) toda la muestra es martensítica tal y como
predice por otra parte el diagrama de enfriamiento continuo de la Figura 48. A mayores
temperaturas, aunque aumenta la transformación en bainita, coexiste y además con ella
aumenta gradualmente la austenita retenida, aunque también permanece presente una
cierta cantidad de martensita producida al finalizar el tiempo de mantenimiento
isotérmico (considerando que el tiempo de mantenimiento a esas temperaturas ha sido
de 300 s, parte de la austenita retenida se transforma). A 450 ºC (723 K), prácticamente
toda la austenita se transforma en bainita y cierta cantidad permanece en forma de
austenita retenida, que, al finalizar el tiempo de mantenimiento permanece en ese estado
y será esta la que produzca el efecto TRIP. Por encima de 450 ºC (723 K), la
transformación produce bainita de características más bastas.
En cuanto al tiempo de tratamiento indicado en la Figura 51 también presenta un
máximo debido a que con tiempos cortos, la bainita no tiene tiempo para formarse, la
austenita no se enriquece en carbono lo suficiente como para estabilizarse y luego al
enfriar, esa austenita acaba convertida en martensita. Con tiempos largos de
mantenimiento, el carbono precipita como cementita en la bainita ya que el Si o Al no
son capaces de retrasar tanto la precipitación por encima de los 450 s.
A partir de la Figura 52 se deduce que el contenido en carbono de la austenita aumenta
de la misma forma que lo hace la austenita retenida y ambos alcanzan un valor máximo,
para el mismo tiempo de mantenimiento isotérmico, a una temperatura de
mantenimiento determinada, por tanto, puede afirmarse que en estas condiciones la
austenita retenida máxima presenta la máxima estabilidad. En tiempos cortos, la
austenita retenida junto con la bainita formada no se ha enriquecido suficientemente en
carbono por lo que en el subsecuente enfriamiento esa austenita se transforma en
martensita al atravesar la temperatura de inicio de transformación Ms.
Con mayores tiempos de tratamiento isotérmico, la austenita se enriquece en carbono, lo
que aumenta su estabilidad tal y como refleja la relación de Andrews (ecuación 1),
provocando un descenso en la temperatura de transformación. De esta manera, la
123
temperatura de estabilidad térmica del material en general sería: Ms=403 ºC (676 K,
para la composición del acero TRIP-1), pero para la austenita retenida tras el
tratamiento isotérmico a 450 ºC (723 K), esta ha alcanzado un contenido en carbono de
1,55%, y le correspondería (concediendo validez a la ecuación de Andrews para este
contenido en carbono) un valor Ms=-165 ºC (148 K). Es decir, no existiría
transformación a martensita a temperatura ambiente.
Para estas mismas condiciones y concediendo también validez a la relación que predice
la estabilidad mecánica de la austenita Md30, se obtiene una temperatura para la austenita
de Md30= 311 ºC (584 K); por lo que se deduce que la transformación tendría lugar
mediante el efecto TRIP.
Con tiempos excesivamente largos de tratamiento, parte del carbono que debería de
enriquecer la austenita comienza a precipitar con el hierro alfa formando cementita, lo
que a su vez provoca una disminución del contenido en carbono de la austenita.
Con esta metodología es posible determinar el mejor tratamiento isotérmico en cuanto a
temperatura y tiempo de mantenimiento, de tal forma que se obtenga un alargamiento
máximo del material junto con una concentración máxima de austenita retenida la cual
será susceptible de transformase en martensita en el momento de la deformación.
Otro aspecto destacable es el correcto ajuste de los valores obtenidos en el tratamiento
isotérmico con los previstos mediante cálculo según la relación JMAK, ecuación 5.
Utilizando los valores de la austenita retenida a 450 ºC (723 K) según los tiempos de
tratamiento indicados en la Figura 52, se obtiene la representación gráfica mostrada en
la Figura 77.
Para este caso los parámetros obtenidos son: ln(k) = -4,80; Avr = 0,54 con un coeficiente
de correlación R2 = 0,93
124
Figura 77: Representación gráfica de la ecuación JMAK obtenida para la austenita retenida en el
tratamiento isotérmico a 450 ºC
5.3 Estudio del comportamiento a la deformación a alta temperatura
De la gráfica de ductilidad en caliente obtenida para la colada TRIP-2 analizada, Figura
55, se puede deducir que existe un rango de temperaturas a las velocidades de
deformación ensayadas que presentan una mayor ductilidad. Este rango de temperaturas
será el recomendado para realizar la deformación en caliente del acero de la familia
TRIP estudiada y se puede delimitar entre 1102 ºC (1375 K) y los 1177 ºC (1450 K),
temperatura por encima de la cual el acero presenta una caída muy marcada en su
ductilidad en caliente. En el menor rango de temperaturas ensayadas, el material es poco
dúctil y tiene una región de endurecimiento por deformación extensa, haciendo
necesarias grandes deformaciones y tensiones elevadas para iniciar la recristalización
dinámica. Con el aumento de la temperatura, la recristalización dinámica ocurre con
mayor facilidad aumentando la ductilidad del material. A las temperaturas más elevadas
se pueden dar fenómenos tales como la formación de óxidos en la junta de grano e
incluso de aparición de fase líquida localizada (microfusiones), decreciendo
bruscamente la ductilidad con rotura por fractura intergranular lo que indica una
descohesión entre los granos metalográficos. La confirmación de este fenómeno se
125
aprecia en la Figura 78 obtenida sobre la muestra ensayada a 1202 ºC (1475 K) y en la
que se confirma una fractura frágil intergranular.
Figura 78: Fractura intergranular obtenida tras la rotura de una muestra ensayada a torsión a
1202 ºC
La ductilidad en caliente de este material es similar a las obtenidas en aceros débilmente
aleados y que permite un conformado similar a estos.
A partir de la relación de dependencia entre la velocidad de deformación y la tensión
observada en la Figura 59, ya que la pendiente de las rectas que unen los puntos a una
misma temperatura, es tanto mayor cuanto menor es la temperatura. Se puede deducir
que a menor temperatura, el coeficiente “n” aumenta y por tanto el material TRIP-2 es
menos sensible a la velocidad de deformación (el valor de “m” decrece al aumentar
“n”).
Una vez resuelta la ecuación ZHG, el valor obtenido para el parámetro “n” de 3,90
indica que el proceso de deformación en caliente consiste fundamentalmente en el
trepado de dislocaciones.
126
Por otra parte, el valor de la energía de activación “Q” de 290 kJ/mol es ligeramente
más elevada que la de un acero de baja aleación, cuyo valor es del orden de 276 kJ/mol.
En cualquier caso, puede ser considerado similar al de un acero de baja aleación.
La Tabla 13 resume los valores obtenidos para la colada de acero TRIP analizada con
los obtenidos sobre un acero de baja aleación y un acero habitualmente utilizado en el
conformado en caliente de tubos de acero sin soldadura: P-91.
Material ln “A”
(s-1
)
“α”
(MPa-1
)
“Q”
(kJ/mol)
“n”
TRIP-2 24,9 0,0125 290 3,90
Acero de baja aleación [MED96] 22,5 0,0119 276 4,46
Acero P-91 [CAR04] 25,7 0,0051 315 4,60
Tabla 13: Parámetros típicos de la ecuación de ZHG para distintos aceros.
5.3.1 Parámetros óptimos de conformado en caliente
Utilizando los valores de los parámetros “Q”, “A”, “n” y “α” obtenidos de la resolución
de la ecuación de ZHG, se obtienen los mapas de rendimiento relativo y estabilidad
mecánica y que sirven para acotar de la forma más precisa posible los rangos de
temperatura, velocidad de deformación, y esfuerzos generados en el procesado del
material.
El Anexo 4 muestra el código en lenguaje Matlab utilizado para la determinación de las
gráficas de rendimiento y estabilidad.
La Figura 79 muestra el rendimiento relativo representado en fución de la velocidad de
deformación y temperatura.
127
Figura 79: Rendimiento relativo, representación función de la temperatura y la velocidad de
deformación.
Sin embargo, suele ser más habitual representar estos mapas en su proyección sobre la
base en forma de contornos o curvas de nivel. La figura marcada como “Rendimiento
relativo”, Figura 80, muestra las líneas de igual rendimiento termodinámico para cada
velocidad de deformación, en escala logarítmica, y la temperatura absoluta. Dado que
las velocidades de deformación industriales están comprendidas en una gama de entre
10 y 20 s-1
(en escala logarítmica 2,3-3) tendremos un rendimiento termodinámico
disipador, responsable de la deformación con cambio de estructura interna, de entre el 9
y 17% para el acero de la colada 2. Así por ejemplo, en la colada TRIP-2, Figura 80, se
indica un rendimiento del conformado de 0,09 en caso de realizar la deformación en
caliente a 877 ºC (1150 K) y 20 s-1
(cuyo logaritmo natural es 3) indicado como punto
A; si esta deformación se realizase a la misma velocidad pero a 1227 ºC (1500 K),
punto B, el rendimiento alcanza un valor aproximado de 0,16 lo que significa que en la
segunda suposición el rendimiento es un 78% superior.
128
Figura 80: Rendimiento relativo del conformado en caliente de la colada TRIP-2.
Se representan en la Figura 81 los rendimientos relativos del acero de baja aleación y
del acero P-91 para comprobar su similitud con el acero de la colada TRIP-2 analizado.
Se puede apreciar que a una cierta velocidad de deformación, la colada TRIP-2 requiere
menores temperaturas, en torno a los 100 K, para conseguir el mismo rendimiento que
el acero de baja aleación, siendo prácticamente las mismas que para el acero P-91.
Figura 81: Rendimientos relativos de un acero de baja aleación (izquierda) y de un acero P-91
(derecha)
129
Por último, aplicando las condiciones de Liapunov a la ecuación de ZHG que describen
los datos experimentales se obtienen los mapas de estabilidad del conformado, tanto
entrópico como mecánico, es decir, los valores relativos de riesgo de aparición de grieta.
La Figura 82 y Figura 83 muestran el mapa correspondiente a los valores de estabilidad
mecánica obtenidos sobre la colada TRIP-2. De igual manera al caso del rendimiento, la
representación de la estabilidad mecánica en función de la velocidad de deformación y
temperatura, Figura 82, se suele representar en su forma proyectada, Figura 83. Como
ejemplo concreto, a la velocidad de 20 s-1
, en este acero la menor probabilidad de
aparición de grietas se daría en el intervalo de temperaturas de 1027 ºC a 1177 ºC (1300
K a 1450 K).
Figura 82: Representación de la estabilidad mecánica respecto a la velocidad de deformación y
temperatura.
130
Figura 83: Proyección del “mapa” de estabilidad del acero TRIP-2.
En este caso, en la Figura 84 se representan los resultados de estabilidad mecánica
obtenidos para el caso del acero de baja aleación y para el acero P-91. Los valores
obtenidos y las regiones de temperatura y velocidad de deformación para obtener la
menor probabilidad de aparición de grietas son similares. En esta comparación, se
aprecia que el rango de temperaturas para las velocidades de deformación donde la
probabilidad de aparición de grietas es menor, es más amplio en el acero de baja
aleación, de 150 K en este a unos 100 K en el acero de la colada TRIP-2 y el P-91.
Figura 84: Estabilidad mecánica obtenida para un acero de baja aleación (izquierda) y para un
acero P-91 (derecha).
131
Se aprecia que, independientemente de poder trabajar en las zonas de rendimiento
relativo máximo o que este pueda ser alcanzable o no mediante el proceso seguido a las
temperaturas y velocidades habituales, sí se podría trabajar en la zona de menor peligro
de aparición de grietas y cuyo valor absoluto, alcanza un valor de 0,25.
Del análisis de la figura que representa la estabilidad mecánica (mínimo peligro de
aparición de grietas), ya que la zona de menor riesgo de agrietamiento durante la
deformación se da en la zona más negativa de las gráficas, se puede obtener las
condiciones de deformación preferentes para impedir la formación de grietas.
Evidentemente, sería recomendable trabajar en esta zona de menor peligro de grietas de
los aceros. Se puede comprobar que realizar procesos de deformación por encima de
1177 ºC (1450 K) incrementa el riesgo de agrietamiento en los aceros, sobre todo a
medida que disminuye la velocidad de deformación. También se puede observar que a
temperaturas de trabajo menores de 927 ºC (1200 K) el nivel de riesgo se eleva a
medida que elevamos la velocidad de deformación.
La determinación mediante cálculo de los mapas de rendimiento y de estabilidad
mecánica permite obtener asimismo el coeficiente “m” de sensibilidad a la deformación
y su evolución en función de la temperatura y de la velocidad de deformación. La
Figura 85 muestra la sensibilidad a la velocidad de deformación “m” en la familia de
acero TRIP analizada en forma de curvas de nivel proyectadas.
Figura 85: Evolución de la sensibilidad a la velocidad de deformación para la colada TRIP-2.
132
5.4 Propiedades mecánicas de los aceros TRIP obtenidos
Este tipo de acero TRIP estudiado ofrece mejoras en su relación resistencia-ductilidad
con respecto a otros aceros para deformación en frío. Atendiendo al compromiso entre
alargamiento total y límite elástico, y según la representación establecida en la Figura
19, la comparación con otros tipos de aceros, junto con otras aleaciones como las de
base aluminio y magnesio, le sitúa en la zona indicada en la Figura 86 para el acero
TRIP débilmente aleado. Este resulta ser de una resistencia muy cercana y mejor
alargamiento que los aceros inoxidables, pero de mucho menor coste.
Figura 86: Resumen de las propiedades mecánicas de los materiales incluyendo los aceros TRIP.
Durante la deformación dinámica, el aumento en la temperatura debido al calentamiento
adiabático juega un papel importante en la transformación de la austenita. Este
calentamiento provoca una disminución en la “fuerza química impulsora” para la
transformación martensítica, tal y como se observa en el esquema de la Figura 6. Por
tanto, se necesitaría una mayor energía impulsora para activar dicha transformación, el
efecto TRIP puede llegar a ser inhibido y conducir a peores propiedades mecánicas. El
aumento en la temperatura, también provoca un reblandecimiento térmico en la zona de
133
estricción que ocasiona un mayor alargamiento en esta zona pero que no llega a alcanzar
los valores de alargamiento obtenidos en condiciones cuasi-estáticas.
Se puede comprobar de la Figura 72 que a mayor deformación, independientemente de
la velocidad, la austenita restante disminuye ya que esta se ha convertido en martensita.
A mayores velocidades de deformación la transformación de la austenita retenida
debiera ser menor ya que se produce un calentamiento adiabático de la pieza. Sin
embargo, de los resultados experimentales obtenidos, este fenómeno únicamente se
aprecia por una ligera disminución de la austenita con la velocidad de deformación más
rápida aplicada. Este hecho es de interés para el caso de choque entre vehículos ya que
el aumento de la velocidad de deformación aceleraría la transformación martensítica.
En la Figura 73 este fenómeno se observa más claramente. Se aprecia que a mayores
temperaturas y para una misma velocidad de deformación, la austenita retenida es
mayor ya que esta se encuentra más estabilizada. Esto se debe a que a mayores
temperaturas, pero menores que la temperatura Md, el fenómeno TRIP requiere una
mayor energía mecánica para poder realizar la transformación austenita a martensita tal
y como queda patente sobre la Figura 6. Es por ello que los modelos que predicen la
cantidad de austenita en función de la deformación realizada tales como los indicados
en las ecuaciones 8 y 9 requieren que el coeficiente “k” dependa de la temperatura.
5.5 Texturas cristalográficas del acero TRIP estudiado.
Ya que el último paso realizado, previo al tratamiento térmico isotérmico, a la chapa de
acero de la colada TRIP-1 del estudio, ha sido una laminación en frío, ésta debiera haber
introducido una cierta textura de deformación.
Con objeto de obtener la mejor textura de fibra γ de la chapa, conviene que la ferrita a
recristalizar sea de gran pureza. Para ello existen dos posibilidades: que al solidificar el
acero, este resulte libre de elementos intersticiales empleando para ello la colada en
vacío, o bien que esos elementos intersticiales hayan precipitado en estado sólido,
totalmente si es posible, antes de iniciarse el recocido o tratamiento isotérmico. Pero la
obtención de la textura {111} dependerá no solo de la pureza obtenida en la ferrita, sino
134
también de la cantidad y tamaño de los precipitados. El mayor porcentaje de
componente {111} en la ferrita recristalizada se logra cuanto menor es el contenido en
carbono de los aceros calmados con aluminio, ya que éste se combina con el N del acero
formando de AlN.
Las texturas de los aceros TRIP de la familia Mn-Al, analizados en este trabajo, frente a
los de la familia Mn-Si no resultan muy diferente a tenor de los parámetros obtenidos
para ellos. Tal afirmación se ve confirmada en los datos indicados en la Tabla 15. Así
por ejemplo, las texturas de un acero TRIP de la familia Mn-Si [WAS06], indicadas
muestran que las más intensas corresponden a las direcciones {115}<110> y
{001}<110> que coinciden también con las más intensas para la familia Mn-Al
estudiada en este trabajo. Se observa que la textura {111}<112> favorable para el
proceso de embutición, muestra una intensidad apreciable.
Familia Orientación Ángulos de Euler Intensidad
θ1 Φ1 θ2
Mn-Si {001}<110> 0 0 45 4,9
{115}<110> 0 16 45 5,0
{111}<110> 0 55 45 2,1
{111}<112> 90 55 45 3,1
{110}<001> 90 90 45 1,0
Mn-Al {001}<110> 0 0 45 3,6
{115}<110> 0 16 45 4,4
{111}<110> 0 55 45 3,4
{111}<112> 90 55 45 2,5
{110}<001> 90 90 45 2,1
Tabla 14: Comparación de texturas en acero TRIP de las familias Mn-Si y Mn-Al
En cuanto a las texturas obtenidas, los resultados indicados en la Figura 74, Figura 75 y
Tabla 11, indican que los aceros obtenidos según el proceso de fabricación realizado
(laminación en caliente, seguido de laminación en frío y tratamiento isotérmico),
presentan una textura adecuada para ser sometidas a un proceso de conformado en frío
135
severo. Sin alcanzar los valores de conformado obtenidos para las chapas de muy bajo
contenido en carbono, el acero TRIP estudiado debería permitir unas condiciones de
conformado muy cercano a los de estos y, en todo caso, a un nivel comparable a los
aceros TRIP de la familia Mn-Si.
Esta afirmación se ve corroborada con los datos de los coeficientes “r” de Lankford
obtenidos es estas familias tal y como se indica en la Tabla 15.
5.6 Estudio de caracterización del conformado en frío
En este apartado se analizan los resultados obtenidos de los ensayos de simulación del
conformado en frío.
En primer lugar, se han determinado los coeficientes de Lankford “r” y “n” de la colada
TRIP-1. Estos coeficientes evalúan la capacidad de conformado de los materiales, los
valores obtenidos se han resumido en la Tabla 14, siendo los coeficientes apropiados
para la realización de un conformado en frío aceptable. Así por ejemplo datos del
coeficiente “r” y “n” para otros aceros son indicados en la Tabla 15.
“r” “n”
TRIP-1 0,74-0,95 0,25
TRIP Mn-Si 0,90-1,01 0,24
Embutición profunda 1,49-1,62 0,20
Al2008-T4 0,6 0,17
Fase doble 0,87 0,15
Acero inoxidable 0,97 0,25
Tabla 15: Valores de los coeficientes de Lankford “r” y “n” para distintos tipos de materiales
conformados.
Aunque no se alcanzan los valores del coeficiente “r” de otros aceros de embutición
profunda, sí que permite un conformado cómodo sin excesivos problemas de riesgo de
agrietamiento debido a la isotropía de las chapas.
136
En cuanto al coeficiente “n”, el valor de 0,25 obtenido no solo muestran un valor
aceptable para ser conformados sin grandes riesgos de agrietamiento, sino que el valor
de “ninst” permanece bastante estable en un largo intervalo de deformación tal y como se
aprecia en la Figura 71. Ello hace que el proceso de endurecimiento por deformación
sea uniforme y con ello, se consigue que las deformaciones se realicen de una manera
más homogénea y estable. Por otra parte, la estabilidad del valor del coeficiente indica
que la transformación de austenita a martensita será también estable en todo el rango de
deformación.
Conviene recordar, por el contrario, que una escasa estabilidad de la austenita,
provocaría una rápida transformación de esta por lo que se observaría una sensible
disminución del valor del coeficiente “n” según aumenta la deformación y la
transformación de la austenita a martensita se reduciría según aumenta la deformación,
por tanto el efecto TRIP se vería reducido a rangos de deformación muy estrechos. Un
valor creciente de del coeficiente “n” con la deformación, provocaría también un efecto
negativo ya que en este caso, la transformación tendría lugar a elevadas deformaciones
provocando un endurecimiento creciente con la deformación y dificultando por tanto el
proceso de conformado [LUN02].
Se confirma asimismo la relación establecida por Keeler, ecuación 71 en la que se
relaciona el valor del coeficiente “n” con el punto “P” de la curva FLD. En este caso, las
chapas de la colada TRIP-1 de espesor “thi” de 0,9 mm, y en el que el coeficiente “n” ha
resultado ser de 0,25; se obtiene un valor para el punto “P” de 42 deducido por la
relación de Keeler. Se puede apreciar la buena correlación con el valor experimental
obtenido, Figura 76, en donde se comprueba que el valor del punto “P” realmente
obtenido es de 40.
Un análisis comparativo de los resultados de la curva de embutibilidad FLD y de los
parámetros asociados (tgβ, “P”) frente a otros materiales, se indica en la Figura 87 y
Tabla 16 [KON03]. Se comparan los valores obtenidos en el acero TRIP-1 estudiado
frente a otros acero tales como: un acero TRIP de la familia Mn-Si “TRIP Mn-Si”, uno
137
de fase doble “DP600” (ferrita-martensita), uno de embutición profunda “DDS” y otro
de alta resistencia débilmente aleado “HSLA340”.
Se aprecia que, exceptuando los valores obtenidos en un acero IF (libre de
intersticiales), los parámetros asociados a la curva conformabilidad en frío son muy
similares
Figura 87: Diagramas FLD para diferentes tipos de acero.
Material tgβ “P”
TRIP-1 0,29 40
TRIP Mn-Si 0,29 41
DDS 0,28 41
HSLA 0,31 33
Dual [KON03] 0,31 32
IF [BLE98] 0,50 35
Tabla 16: Comparación de parámetros obtenidos de diagramas FLD para distintos tipos de aceros.
138
Por tanto estos aceros TRIP de la familia Mn-Al tiene una buena capacidad de
conformación, pudiendo ser materiales sustitutivos respecto al resto de los tipos de
acero en las zonas donde es necesaria tener una mayor capacidad de absorción de
energía frente a una deformación brusca (por ejemplo: colisiones entre vehículos), dada
su condición de transformar la austenita en martensita durante la deformación y unos
aceptables valores de sus propiedades mecánicas.
En resumen y dentro de la habitual división de familias de aceros para embutición, se
consideran cuatro categorías denominadas: CQ “Comercial Quality”, DQ “Deep
Quality”, DDQ “Deep Drawing Quality” y EDQ “Extra Deep Drawing Quality”. Los
aceros de alta resistencia y bajo carbono suelen ser considerados en la categoría CQ, en
general también los aceros TRIP corresponden a esta categoría, excepto los aceros libres
de intersticiales IF que pueden considerarse del tipo DDQ.
Estas características, hacen de estos aceros candidatos inmejorables para su
incorporación en procesos de fabricación relacionados con los sectores industriales que
requieren el uso de chapa conformada en frío y que mejoren su resistencia cuando se
produzca una nueva deformación en frío, caso concreto del sector de la automoción, en
el que uno de sus ejes de venta es la seguridad pasiva.
139
6 CONCLUSIONES
Se han estudiado varios aspectos de un acero TRIP de la familia Mn-Al. Su elección se
ha debido a que la utilización del aluminio en lugar del silicio, que se encuentra en la
familia de los aceros TRIP de baja aleación más convencionales Mn-Si, permitirá que el
proceso de galvanizado sea menos problemático. Recubrimiento necesario en muchas
de las aplicaciones para el sector de la automoción.
Se han identificado los puntos críticos de transformación a diferentes velocidades de
enfriamiento y calentamiento. Con ellos se ha construido el diagrama de calentamiento
continuo, CHT.
Se ha determinado que es posible conseguir un nivel de austenización total. En
concreto, mediante un calentamiento a 10 ºC/s a 1150 ºC (1423 K). En contraposición a
lo indicado por otros autores que negaban la posibilidad de austenizar completamente
esta familia de aceros TRIP.
El estudio dilatomérico ha permitido también construir el diagrama de enfriamiento
continuo, CCT, para este tipo de acero.
Se ha logrado identificar el tratamiento intercrítico óptimo para el material TRIP de la
familia Mn-Al estudiado. Consiste en un calentamiento a 912 ºC (1185 K)y tiempo de
180 s.
Se han determinado los tratamientos isotérmicos óptimos. Los mejores compromisos
entre resistencia y alargamiento se han logrado con un tratamiento a 450 ºC (723 K)
durante 450 s. Tras este tratamiento se consigue una resistencia a la tracción de 730
MPa junto con un alargamiento del 28%.
Las condiciones de tratamiento isotérmico definidas, permiten conseguir una mayor
cantidad de austenita retenida sobre la chapa: 17,1% evaluada por difracción de rayos-X
140
con la mayor estabilidad de esta evaluada mediante el contenido en carbono en la
austenita remanente: 1,53%.
El estudio de las condiciones de conformado en caliente, han permitido definir los
parámetros que mejor ajustan la ecuación de Zener-Hollomon-Garofalo para el acero
TRIP estudiado. Para esta familia de aceros TRIP, la energía de activación es similar a
la de un acero de baja aleación. Por tanto, ello permitiría un conformado en caliente en
un amplio rango de temperaturas sin riesgo de agrietamiento.
A partir del resultado del exponente de la tensión de la ecuación de Zener-Hollomon-
Garofalo obtenido se ha podido definir el mecanismo de deformación de estos
materiales, en concreto, la fluencia por movimiento de dislocaciones controlada por el
trepado de dislocaciones.
Se ha realizado el estudio de la ductilidad en caliente de este acero a diferentes
velocidades de deformación. Se han determinado las ventanas de deformación en
caliente óptimas. A partir de 1177 ºC (1450 K) se inicia una fuerte caída de la
ductilidad, por lo que el límite superior de calentamiento no deberá sobrepasar esta
temperatura.
Mediante la elaboración de los distintos mapas de conformado en caliente, se ha
determinado las velocidades y temperaturas más convenientes para realizar el
conformado en caliente, tanto a nivel de rendimiento relativo como de estabilidad
térmica.
En cuanto a estabilidad mecánica, o zona de trabajo con menor riesgo de aparición de
grietas, este se consigue para una velocidad de deformación de 7s-1
a 1050 ºC (1323 K)
para la colada TRIP-2.
Se ha podido establecer un ataque metalográfico adecuado para este tipo de acero
multifásico. Un ataque con reactivo LePera (mezcla a partes iguales de una solución al
2% de metabisulfito sódico en agua con picral –5% de ácido pícrico en etanol-) seguido
141
de una inmersión en Nital al 2% permite diferenciar entre austenita y martensita al
observar la microstructura con un filtro azul.
Se ha observado que la austenita retenida se encuentra localizada fundamentalmente en
dos lugares: en la frontera de los granos ferríticos rodeada por bainita, y en el interior de
los granos de ferrita. Sin embargo, la cantidad de austenita retenida en el interior de los
granos es bastante inferior a la que se encuentra en las fronteras de los granos.
Ensayos realizados a diferentes velocidades de deformación en frío sobre el material
tratado: 4x10-4
, 1x10-2
y 0,4 s-1
han permitido determinar una reducción en la austenita a
medida que aumenta el nivel de deformación, lo que significa un aumento de la
martensita transformada cuando aumenta dicha deformación en frío.
La estabilidad de la austenita tras el tratamiento térmico del acero TRIP estudiado se ve
corroborada mediante el análisis del coeficiente de endurecimiento por deformación
“n”. Este alcanza un valor de bastante estable en torno a 0,23 en un amplio intervalo de
deformaciones por encima del 15%.
Se ha determinado que los índices de Lankford para estos aceros estudiados son del
orden de 0,75-0,80 lo que les hace equivalentes en cuanto a los valores obtenidos, a los
aceros TRIP de la familia Mn-Si. Sin llegar a alcanzar los elevados valores obtenidos en
aceros de embutición profunda, sí que la sustitución del silicio por aluminio no reduce
sus características “r” y “n” con la ventaja añadida de su mejora en cuanto a la
posibilidad de galvanización.
Las texturas cristalográficas confirman los datos apuntados en el párrafo anterior
equiparando el acero TRIP de las familias Mn-Si y Mn-Al. De aquí, se deduce por tanto
que las orientaciones cristalográficas introducidas en el proceso de fabricación son
similares en ambas familias de aceros TRIP, y por tanto sus características de
anisotropía cristalina análogas.
El acero TRIP estudiado presenta una curva de límite de conformabilidad FLD
equivalente al de la familia TRIP Mn-Si y de embutición profunda. En todo caso, los
142
valores obtenidos son mejores que las curvas obtenidas para el acero del tipo fase doble
e incluso para algunos tipos de aceros microaleados.
A la vista de las conclusiones presentadas, nos encontramos con unos aceros que por sus
prestaciones y coste pueden ser unos candidatos a tener en cuenta como sustitutos
fiables de otros aceros tales como los de fase doble.
143
7 ANEXOS
Anexo 1: Preparación de la palanquilla para laminación en caliente
Con objeto de reducir los posibles problemas de agarre y de deformación de los lingotes
al ser introducido en los rodillos de laminación, se ha procedido a unir el material TRIP
del estudio en la cabeza de la palanquilla de un acero C-Mn. Esta unión se ha realizado
soldando el lingote de acero TRIP a la palanquilla y laminando el conjunto, Figura 88.
Figura 88: Soldadura del acero TRIP al acero convencional para su posterior laminación.
144
Anexo 2: Ternas de datos obtenidos del ensayo de torsión sobre el
acero TRIP-2.
Temperatura (K) Tensión (MPa) Velocidad s-1
Temperatura (K) Tensión (MPa) Velocidad s-1
923 190 1,72E-04 1023 107,5 1,72E-04
923 219 4,21E-04 1023 127 4,19E-04
923 244 8,23E-04 1023 143,5 8,19E-04
923 270 0,0016 1023 161,5 0,00159
923 304 0,00385 1023 188 0,00383
923 330 0,00742 1023 208,5 0,00739
1073 91 1,73E-04 973 134 1,73E-04
1073 108 4,21E-04 973 157 4,22E-04
1073 122 8,23E-04 973 177 8,24E-04
1073 138 0,0016 973 198 0,0016
1073 160,5 0,00384 973 227 0,00385
1073 178,5 0,00742 973 250 0,00744
1173 58 1,71E-04 1273 293 5
1173 70 4,17E-04 1273 320 10
1173 80 8,15E-04 1273 327 15
1173 90,5 0,00158 1273 360 26
1173 106 0,00381 1373 228 5
1173 118,4 0,00735 1373 257 10
1123 77,5 1,73E-04 1373 266 15
1123 92,2 4,22E-04 1373 293 26
1123 105 8,25E-04 1473 193 5
1123 118,5 0,0016 1473 205 10
1123 138 0,00385 1473 212 15
1123 154 0,00743 1473 230 26
145
Anexo 3. Código Matlab para la determinación de los coeficientes de la
ecuación de Zener-Hollomon-Garofalo
%Importar los datos del ensayo [data] con la primera columna
temperatura
% segunda columna tension y tercera columna velocidad
%temper=data(:,1);
%tensi=data(:,2);
%veloc=data(:,3);
be=log(veloc);
%Determinar número de ensayos
ensayos=length(temper);
%Probar parámetro alfa en pasos de 0.0005
for i=1:2000
% Construir un vector de unos para el coeficiente de A
coefa0=ones(ensayos,1);
c0{i}=coefa0;
% El coeficiente de Q es 1/RT. R está expresado en KJ/mol
coefa1=1./(0.00831447*temper);
c1{i}=coefa1;
%Coeficiente de n y variación de alfa en intervalos de 0.0005
coefa2=log(sinh((i/2000)*tensi));
c2{i}=coefa2;
%Construcción de la matria de coeficientes.
matriz=[coefa0,coefa1,coefa2];
matr{i}=matriz;
%Resolución del sistema lineal por mínimos cuadrados
%En coef1 se guardan las estimaciones de A, Q y n
%est1 y est2 son los errores de resolución
[coef1,est1,est2]=lscov(matriz,be);
co1{i}=coef1;
co2{i}=est1;
co3{i}=est2;
coo3(i)=co3{i};
end
%Selección del valor que proporciona el error mínimo
[valmin,indmin]=min(coo3);
%Selección de los valores A, Q y n que correponden al error minimo
coef=co1{indmin};
%Determinación del coeficiente alfa
coef(4)=indmin/2000;
%Presentación de resultados:
%A=exp(primer valor)
%Q=-(segundo valor). Mismas unidades que R, en este caso KJ/mol
%n=tercer valor
%Alfa=cuarto valor. Mismas unidades (a la -1) que la tensión.
coef
%Preparación de gráfica
%Valor del eje y. ln(Z)
ejy1=log(veloc.*exp(-coef(2)./(0.00831447*temper)));
%Valor del eje x. ln(senh(alfa*tension))
ejx1=log(sinh((indmin/2000)*tensi));
plot(ejx1,ejy1,'s')
146
Anexo 4: código en lenguaje Matlab utilizado para la determinación de
las gráficas de rendimiento y estabilidad.
%Introducción de datos
q=input('Valor de Q (en KJ/mol): ');
n=input('Valor de n: ');
al=input('Valor del coeficiente alfa (en MPa -1): ');
R=0.00831447;
a=input('Valor de A: ');
tei=0:20;
velj=0:20;
%hfil=1:5;
%hcol=1:3;
%Variación de la velocidad de deformación y de la temperatura
Ej=exp(velj/5);
tempi=1123+20*tei;
%pru1hf=1+hfil;
%pru2hc=2*hcol;
%pru2hc=pru2hc';
%pru=pru1hf/pru2hc
%thij=((Ej.*exp(q/(R*tempi)))/a)
for i = 1:max(tei)+1
for j = 1:max(velj)+1
th(i,j) = ((Ej(j)*exp(q/(R*tempi(i))))/a)^(1/n);
D(i,j)=n*Ej(j)*asinh(th(i,j));
m(i,j)=(1/n)*(th(i,j)/(asinh(th(i,j))*sqrt(1+th(i,j)^2)));
%int1(i,j)=1/(sqrt(1+(Ej(j)*exp(q/R*tempi(i))/a)^(-2/n)));
Fu1=@(x) 1./(sqrt(1+(x*exp(q/(R*tempi(i)))/a).^(-2/n)));
Q1(i,j)=quad(Fu1,0,Ej(j));
%eta1(i,j)=int1(i,j)/D(i,j);
eta1(i,j)=Q1(i,j)/D(i,j);
%F = @(x)1./(x.^3-2*x-5);
%Q = quad(F,0,2);
Fu2=@(x) sinh(x*al).^n;
T(i,j)=asinh(th(i,j));
TT(i,j)=T(i,j)/al;
%prTT(i,j)=TT(i,j)/600;
%int2(i,j)=th(i,j)^n;
Q(i,j)=quad(Fu2,0,TT(i,j));
%Q2(i,j)=Fu2(TT(i,j))-Fu2(0);
eta2(i,j)=(1/th(i,j)^n)*(1/((1/al)*asinh(th(i,j))))*Q(i,j);
cor1(i,j)=th(i,j)^2*sqrt(1+th(i,j)^2);
prim1(i,j)=th(i,j)*asinh(th(i,j));
den1(i,j)=asinh(th(i,j)^2)*(1+th(i,j)^2)^1.5;
DMLE(i,j)=(prim1(i,j)-cor1(i,j))/den1(i,j);
end
end
%C=contour(tempi,log(Ej),m');
147
8 BIBLIOGRAFÍA
[ASH80] F. Ashaby, M. & R.H. Jones. Engineering materials 1. An introduction to their
properties and aplications. Pergamon Press. 1980
[ASH72] M.F. Ashby. A first report on deformation-mechanism maps. Acta
Metallurgica Vol 20. 1972
[ASM00] ASM Metals Handbook. Vol. 8 Mechanical Testing and Evauation. ASM
International. 2000
[ASTM-E975] Standard Practice for X-Ray determination of retained austenite in steel
with near random crystallographic orientation. ASM International. 2003
[AZP99] J.A. Azpiazu. El Acero de Mondragón en la época de Garibay. Ayuntamiento
de Mondragón. 1999
[BAR02] L. Barbé, M. DeMeyer and B. de Cooman. Determination of the 𝑀𝑠𝜎
temperature of dispersed phase TRIP aided steels. Conference on TRIP-Aided High
Strength Ferrous Alloys. 2002.
[BLE02] W. Bleck. Using the TRIP effect - the dawn of a promising group of cold
formable steels. Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys. 2002.
[BLE98] W. Bleck, Z. Deng, K. Papamantellos, C.O. Gusek. A comparative study of
the forming-limit diagram models for sheet steels. Journal of Materials Processing
Technology 1998.
[CAH02] R.W. Cahn, P. Haasen, E.J. Kramer. Materials Science & Technolgy: A
comprehensive treatment; Vol. 2 Characterization of Materials. VCH. 2002
148
[CAH96] R.W. Cahn, P. Haasen. Physical Metallurgy Vol. 2. 4th
Ed. North Holland.
1996
[CAH92] R.W. Cahn, P. Haasen, E.J. Kramer. Materials Science and technology: a
comprehensive treatment; Vol. 7 Constitution and properties of steels. VCH 1992
[CAR04] M. Carsí, R. Allende, F. Peñalba, J.A. Jiménez, O.A. Ruano. Simulation of the
Forming Behavior of a Boron Modified P91 Ferritic Steel. Steel Research 75 nº1. 2004
[CAR03] M. Carsí, I.Rieiro, J.A. Jiménez, F. Peñalba, O.A. Ruano. Forming Stability of
an Al-Ti-Mo intermetallic compound and its dependence on microstructure. Journal of
Material Processing Technology. 2003
[CAR00] M. Carsí, F. Peñalba, I. Rieiro, F. Zapirain, O.A. Ruano. Hot forging of a Cu-
Al-Ni-Fe-Mn alloy and its simulation by torsion testing. Materials Research and
Advanced Techniques 91 (12), pp. 1057-1062. 2000
[CHA06] S. Chatterjee. Transformations in TRIP-assisted Steels: Microstructure and
Properties. PhD Thesis at Darwin College, University of Cambridge. 2006
[CHE00] M. Cherkaoui, M. Berveiller, X. Lemoine. Couplings between plasticity and
martensitic phase transformation: Overall behavior of polycrystalline TRIP steels.
International Journal of Plasticity 16, pp 1215-1241. 2000
[COC06] T. DeCock, J.P. Ferrer, C. Capdevila, F.G. Caballero, V. López, C. García de
Andrés. Determinación metalográfica de la austenita retenida en aceros multifase de
bajo contenido en Al y Si. 4ª Jornadas Internacionales de Materialografía. 2006
[COR02] J.A. Cortés, V. Raudry, E. Vera, E. Rodríguez, R. Figueroa, S. Tamez, M.
Hernández, G. Navarro. Sistema predictor de la distribución martensítica en
componentes automotrices templados directamente del trabajo en caliente. Métodos
numéricos en ingeniería y ciencias aplicadas. 2002.
149
[DIF07] Precise Lattice Parameter Measurement. Powder X-Ray Diffraction Principles.
EMSE 2007
[DOE02] E. Doege, S. Kulp and C. Sunderkötter. Properties and application of TRIP-
steel in sheet metal forming. Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys.
2002.
[DOT03] B. Dotterer, J.Fekete, D. Anderson, D. Hoydick, S.Kelley, N. Lazaridis, B.
Zuidema. Advanced High-Strength steel repairability; phase 2 Final Report. AISI.
[DUR03] M.Durand-Charre. Microstructures of Steels and Cast Irons. Springer Verlag.
2003
[ECO08] Ecorys, Research & Consulting. Study on the Competitiveness of the
European Steel Sector. Commissioned by the European Commission Directorate
General for Enterprise and Industry. 2008
[EUR09] EUROFER; European Confederation of Iron and Steel Industries.
http://www.eurofer.org/
[FIE57] D.S.Fields, W.A.Backhofen. Determination of strain hardening characteristics
by torsion testing. ASTM Proceedings. Vol. 57 (1957)
[GAR65] F. Garofalo. Fundamentals of Creep and Rupture in Materials. McMillan.
1965.
[GLA77] T. Gladman, D. Dulieu, I.D. McIvor. Structure Property Relationship in High
Strength Microalloyed Steels. Microalloying 75.1977.
[GOR04]: Antonio Augusto Gorni. Useful Formulas for Steel Forming and Heat
Treating. Release#10 May 2004
150
[GOR81] Y. Gorash. Development of a creep-damage model for non-isothermal long-
term strength analysis of high-temperature components operating in a wide stress range.
PhD Thesis Zentrum für Ingenieurwissenschaften der Martin-Luther-Universität Halle-
Wittenberg. 1981
[GUT06] M. Gutierrez. Material characterisation for accurate simulation of new sheet
metal forming processes. Congreso Autosim. Barcelona. 2006
[ITA95] A. Itami, M. Takahashi and K. Ushioda. Plastic Stability of Retained
Austenite in the cold-rolled 0.14%C-1.9%Si-1.7%Mn Sheet steel. ISIJ International,
Vol.35 Nº 9. 1995
[JIM09] E. Jimenez-Melero, N.H. van Dijk, L. Zhao, J. Sietsma, S.E. Offerman, J.P.
Wright, S. van der Zwaag. The effect of aluminium and phosphorus on the stability of
individual austenite grains in TRIP steels. Acta Materialia 57. 2009.
[JUN03] H.J. Jun, S.H. Park, S.D. Choi, C.G. Park. Thermal Stability and Phase
Transformation of the Hot-rolled TRIP steels exposed to coiling temperatures of 350 to
500 ºC. Key Engineering Materials Vols. 233-236. 2003
[KLE02] M. Kleiber, J. Rojek, R. Stocki. Reliability assessment for sheet metal forming
operations. Computer methods in applied mechanical engineering 191. pp 4511–4532.
2002.
[KON03] A.A. Konieczny. Advanced High Strength Steels Formability. U.S.Steel
Automotive Centre. 2003
[KOO06] B.J. Kooi. Extension of the Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov theory
incorporating anisotropic growth studied by Monte Carlo simulations. Physical Review
(2006)
151
[KRE97] L.S. Kremnev, V.V. Svishchenko, D.P. Cheprasov. Structure and Mechanism
of the formation of Granular Bainite in Steel 20Kh2NACh. Metal Science and Heat
Treatment, Vol. 39.1997
[KRU02] S. Kruijver, L. Zhao, J. Sietsma, E. Offerman, N. van Dijk, L. Margulies, E.
Lauridsen, S. Grigull, H. Poulsen, and S. van der Zwaag. In situ observations on the
austenite stability in TRIP-steel during tensile testing. Conference on TRIP-Aided High
Strength Ferrous Alloys. 2002.
[LEE04] C.G. Lee, S.J. Kim, T.H. Lee, C.S. Oh. Effects of Tramp elements on
formability of Low carbon TRIP aided multiphase cold rolled steel sheets. ISIJ
International, Vol. 44. 2004.
[LI98] Y.Li, T.G. Langdon. Creep behavior of a reinforced Al-7005 alloy: Implications
for the creep processes in metal matrix composites. Acta Materialia, Vol. 46. 1998
[LUN02] T. Lung, J. Drillet, A. Couturier, C. Olier. Detailed study of the
transformation mechanism in ferrous TRIP aided steels. Conference on TRIP-Aided
High Strength Ferrous Alloys. 2002.
[LUO03] H. Luo, L. Zhao, S.O. Kruijver, J. Sietsma, S. van der Zwaag. Effect of
intercritical deformation on Bainite formation in Al-containing TRIP Steel. ISIJ
International, Vol. 43. 2003.
[MAG03] C. Magnusson, R. Andersson. Stainless Steel as a Lightweight Automotive
Material. BSSA Conference “Stainless Solutions for a Sustainable Future”. 2003
[MAH02] J. Mahieu, D. Van Dooren, L. Barbé, B.C. De Cooman. Influence of Al, Si
and P on the kinetics of intercritical annealing of TRIP-aided steels: thermodynamical
prediction and experimental verification. Conference on TRIP-Aided High Strength
Ferrous Alloys. 2002.
152
[MAK03] J. Maki, J. Mahieu, S. Claessens and B.C. De Cooman. Hot Dip Galvanising
of Si-Free CMnAl TRIP Steels. Materials Science and Technology, Vol 19. 2003
[MAN03] P.A. Manohar, K. Kunishige and T. Chandra. Influence of
Thermomechanical Processing on Microstructural evolution in Si-Mn and Al-Mn TRIP
steels. Materials Science Forum Vols. 426-432
[MAT02] H. Matsuda, F. Kitano, K. Hasegawa, T. Urabe and Y. Hosoya. Metallurgy of
continuously annealed high strength TRIP steel sheet. Conference on TRIP-Aided High
Strength Ferrous Alloys. 2002.
[MED96] S.F. Medina, C.A. Hernandez. General expression of the Zener-Hollomon
parameter as a function of the chemical composition of low alloy and microalloyed
steels. Acta Materialia, Vol. 44, No 1. 1996
[MEY00] M. De Meyer, B.C. De Cooman. Deformation and transformation
characteristics of retained austenite in C-Mn-Si and C-Mn-Al-Si TRIP steels.
Proceedings Thermomechanical Processing of Steels. London. 2000
[MEY99] M. De Meyer, D. Vanderschuer, B. C. De Cooman. The Influence of the
Substitution of Si by Al on the Properties of Cold Rolled C-Mn-Si TRIP Steels. ISIJ
International, Vol. 39. 1999.
[MIM00] www.esi2.us.es/IMM2/Pract-html/estructuras%20de%20aceros.html.. Grupo
de Metalurgia e Ingeniería de Materiales. Universidad de Sevilla. 2000
[MUR08] K.L. Murty, Notes MSE 450, Mechanical Behavior of Materials. North
Carolina State University. 2008
[PEÑ91] F. Peñalba. Influencia de la Deformación Controlada de la Austenita sobre las
Propiedades Mecánicas de aleaciones férreas Hipoeutectoides dopadas con Vanadio y
Titanio. Acción de la Precipitación de sus compuestos Intermetálicos. Tesis Doctoral
Universidad Complutense de Madrid. 1991
153
[PER03] A.Perlade, O. Bouaziz, Q. Furnémont. A physically based model for TRIP-
aided carbon steels behavior. Materials Science and Engineering. 2003
[PER04] J.A. Pero-Sanz Elorz. Aceros Metalurgia física, Selección y Diseño. Cie
Dossat2000. 2004
[PIC02] A. Pichler, S. Traint, M. Blaimschein, J. Sperl, P. Stiaszny, and E.A. Werner.
Correlation between thermal treatment, retained austenite stability and mechanical
properties of low-alloyed TRIP steels Conference on TRIP-Aided High Strength
Ferrous Alloys. 2002.
[POI85] J.P.Poirier. Creep of crystals. High temperature deformation processes in
metals, ceramics and minerals. Cambridge University Press, 1985
[POI79] J.P. Poirier. Reply to Diffusion-controlled dislocation creep: A defense. Acta
Metallurgica Vol. 27. 1979
[RIE09] I. Rieiro, M. Carsí, O.A. Ruano. New numerical method for fit of Garofalo
equation and its application for predicting hot workability of (V-N) microalloyed steel.
Materials Science and Technology, Vol. 25 No. 8. 2009
[RIE97] I. Rieiro Marín. Estudio y resolución de la ecuación fenomenológica de
garofalo para la fluencia plástica en estado estacionario de materiales metálicos
policristalinos. Determinación de su capacidad de aplicación y base física. Tesis
doctoral de la Universidad Complutense de Madrid. 1997.
[ROS71] M. Rossi. Estampado en frío de la chapa. 9ª Ed. Hoepli, científico técnica.
1971.
[ROY01] D. Roylance. Stress-Strain curves. M.I.T. Department of Materials Science
and Engineering. Short Courses. 2001.
154
[SEN01] T. Senuma. Physical Metallurgy of Modern High Strength Steel Sheets. ISIJ
International, Vol. 41, Nº 6. 2001
[SHA08] M. Shaira, N. Godin, P. Guy, L. Vanel, J. Courbon. Evaluation of the strain-
induced martensitic transformation by acoustic emission monitoring in 304L austenitic
stainless steel: Identification of the AE signature of the martensitic transformation and
power-law statistics. Materials Science and Engineering A 492 (2008)
[SHE04] M.Y. Sherif, C. Garcia Mateo, T. Sourmail and H. K. D. H. Bhadeshia.
Stability of retained austenite in TRIP-assisted steels. Materials Science and
Technology Vol. 20 319. 2004
[SID07] ] www.siderex.es. La Industria siderúrgica Española. 2008
[SIL08] E. Silveira, J.J. Añorga, A. Intxaurrandieta, J.C. García, A.M. Irisarri.
Valoración microestructural de aceros de altas prestaciones. 5ª Jornadas Internacionales
de Materialografía. 2008.
[SMI08] L.M.Smith, Ch.8 Failure Criteria and Properties. Oakland University. Updated
2008.
[SPE03] A.K. Speer, D.K. Matlock. Color tint etching for multiphase steels. Advanced
Materials & Processes. 2003
[SPI02] S. Spigarelli, E. Cerri, P. Cavaliere, E. Evangelista. An analysis of hot
formability of the 6061+20% Al2O3 composite by means of different stability criteria.
Materials Science and Engineering. 2002
[SPIN79] J.R. Spingarn, W.D. Nix. A model for creep based on the climb of
dislocations at grain boundaries. Acta Metallurgica, Vol. 27. 1979
[STU69] H.P. Stuwe, J. Faustmann. Introducción a las texturas de los materiales
metálicos. Ed. Montecorvo. 1969
155
[SUG92] K. Sugimoto,N. Usui, M. Kobayashi, S.Hashimoto. Effects Volume Fraction
and Stability of Retained Austenite on Ductility of TRIP-aided Dual-phase Steels. ISIJ
International, Vol. 32. 1992.
[TAK02] M. Takahashi, H. Yoshida and S. Hiwatashi. Properties of TRIP type high
strength steels. International Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys.
2002.
[TAR99] T. Tarui, A. Yoshie, Y. Asano, T. Takahashi, S. Nishida, H. Ohba, I Ochiai.
Wire rod for 2000 MPa Galvanizad wire and 2300 MPa PC Strand. Nippon Steel
Technical Report Nº 80. 1999.
[TIM02] I.B. Timokhina, P.D. Hodgson, E.V. Pereloma. Effect of alloying elements on
the microstructure-property relationship in thermomechanically processed C-Mn-Si
TRIP steels. International Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys.
2002.
[ULS02] UltraLight Steel Auto Body - Advanced Vehicle Concepts (ULSAB–AVC)
International Iron and Steel Institute, Overview Report, www.worldautosteel.org. 2002
[WAS06] A. Wasilkowska, R. Petrov, L. Kestens, E.A. Werner, C. Krempaszky, S.
Traint, A. Pichler. Microstructure and Texture Changes in a Low-alloyed TRIP aided
Steel Induced by Small Plastic Deformation. ISIJ International, Vol. 46. 2006
[WAY96] C.M. Wayman, H.K.D.H. Bhadeshia. Phase Transformations non-diffusive.
Physical Metallurgy Vol. 2 Ch.16. 1996
[WEE68] J. Weertman. Dislocation climb theory of steady-state creep. ASME
Transactions. 1968
[WEI02] X.C. Wei, L. Li, R.Y. Fu, B.C. DeCooman, P. Wollants, X.D. Zhu, L. Wang.
Influence of the strain rate on the strain-induced transformation of retained austenite to
156
martensite in high strength low alloy TRIP steels. International Conference on TRIP-
Aided High Strength Ferrous Alloys. 2002.
[WEN04] H.R. Wenk, P Van Houtte. Texture and anisotropy. Reports in Progress
Physics 67. 2004
[WOR09] www.worldsteel.org. World Steel Association. Previously IISI, International
Iron and Steel Institute.
[ZAC60] V.F. Zackay, E.R. Parker, D. Fahr and R. Bush. Metallurgical Transactions,
ASM Vol 60A. 1960
[ZHA02] L. Zhao, J. Moreno, S. Kruijver, J. Sietsma, S. van der Zwaag. Influence of
intercritical annealing temperature on phase transformations in a high aluminium TRIP
steel. International Conference on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys. 2002.
