Condiciones para la aparición de la transformación de la ferrita acicular en los aceros HSLA

Mecanismo de transformación de la ferrita acicular

El mecanismo de transformación de la FA sigue siendo controvertido. Por diferentes investigadores, se ha sugerido que es similar a varias microestructuras comunes en los aceros, incluyendo la bainita granular (GB) , la ferrita cuasi-poligonal (QF) , la ferrita Widmanstätten (WF) y la ferrita bainítica (BF) . De manera diferente, una mezcla de estas microestructuras fue considerada como FA en la investigación.

Sin embargo, en nuestra opinión, la FA debe ser clasificada como un tipo de producto de transformación bainítica. Este juicio está apoyado por muchas características asociadas a la transformación y microestructura de AF. Por ejemplo, en un ensayo de mantenimiento isotérmico, se produce una transición de BF a AF, lo que significa que las transformaciones AF y BF pueden proceder en las mismas condiciones termodinámicas. Además, cuando la transformación de AF está casi terminada después de un largo mantenimiento isotérmico a 600 °C, la fracción volumétrica final de AF fue sólo del 51% , lo que corresponde bien al fenómeno de transformación incompleta de la transformación bainítica . En cuanto a las características de la microestructura, la ausencia de límites con ángulos de desorientación entre 21° y 47° en las microestructuras de AF sugiere que la AF mantiene una relación de orientación cercana a la de Kurdjumov-Sachs (K-S) con la austenita madre, lo que significa que la transformación de AF es displaciva. Además, en muchas observaciones de TEM se encontró que las láminas de AF contienen una mayor densidad de dislocaciones que las asociadas a los productos de transformación reconstructiva , y la microestructura de AF consiste en varias subunidades paralelas con un tamaño inferior a 1 μm que se asemeja a la morfología de gavilla de la ferrita bainítica . En resumen, la FA muestra comportamientos de transformación y características de microestructura similares a los de la bainita; por lo tanto, es razonable afirmar que el mecanismo de transformación de la FA es, de hecho, bainítico, algo en lo que también coinciden muchos otros investigadores.

Transición de BF a AF

Aunque el mecanismo de transformación de la FA es bainítico, la FA tiene una morfología bastante diferente en comparación con la de BF. La formación de la FA puede explicarse por la existencia de sitios de nucleación intragranulares introducidos por la deformación de la austenita.

El proceso de nucleación de la bainita se relaciona con la disociación espontánea de dislocaciones específicas en la austenita madre , que fue propuesta originalmente para la nucleación de la martensita por Olson y Cohen . Durante la nucleación, las dislocaciones existentes se disocian en los planos más cercanos, formando grupos de fallas de apilamiento, y estos grupos de fallas de apilamiento se vuelven inestables y sufren una transformación espontánea durante el enfriamiento. Las dislocaciones implicadas son fisibles, por lo que este mecanismo no requiere la difusión de los átomos de la red, lo que se corresponde bien con la baja temperatura de transformación de la bainita y la martensita en la que la activación térmica es escasa . A pesar de que el mecanismo de nucleación entre la martensita y la bainita es similar, se requiere la partición del carbono durante la nucleación de la bainita para garantizar una reducción de la energía libre, debido a la mayor temperatura de transformación de la bainita.

Que la martensita nuclea fácilmente en matrices de dislocaciones densamente apiladas ha sido ampliamente aceptado , y se propuso que la potencia de este sitio de nucleación está determinada por la cantidad de dislocaciones en la matriz y el núcleo requiere una cantidad crítica de dislocaciones en su interior para ser suficientemente potente . Por lo tanto, además de los límites de grano de la austenita, donde se pueden alojar conjuntos de dislocaciones densamente apilados, los conjuntos de dislocaciones intragranulares introducidos por la deformación de la austenita también pueden actuar como lugares de nucleación para la transformación martensítica. Además, el campo de deformación de un listón de martensita puede interactuar con el campo de deformación del sitio de nucleación intragranular, una región altamente deformada, de modo que la barrera de energía libre para la nucleación puede disminuir . De forma más convincente, se encontraron bloques de martensita desarrollándose a partir de los límites subgranulares introducidos por la deformación de la austenita a través de la técnica de microscopía confocal de barrido láser in situ.

Dado que el mecanismo de transformación de la FA es bainítico, la nucleación de la FA debería ser similar a la de la martensita con el requisito adicional de la partición del carbono, como se ha ilustrado anteriormente. Es razonable suponer que los conjuntos de dislocaciones densamente apilados introducidos intragranularmente por la deformación de la austenita pueden actuar como lugares de nucleación de la FA. En realidad, la nucleación de FA se ha encontrado en varias subestructuras de deformación, como bandas de deformación y paredes de celdas de dislocación . Por lo tanto, a pesar de un amplio rango de velocidades de enfriamiento utilizadas (5-50 °C s-1) en esta investigación, para las muestras no deformadas (deformación2 = 0) o ligeramente deformadas (deformación2 = 0,1), las láminas se nuclearon principalmente en PAGBs donde se pueden acomodar arreglos de dislocaciones densamente apilados, y estas láminas finalmente se desarrollaron en paquetes de BF con una morfología paralela como se muestra en las Figs. 3 y 4a, b. Por otro lado, cuando la austenita está fuertemente deformada, se introdujo una alta densidad de dislocaciones en los granos de austenita, y estas dislocaciones actuaron como sitios de nucleación intragranular, dando lugar a los listones nucleados intragranularmente que finalmente se desarrollaron en las microestructuras dominantes AF como se muestra en las Figs. 4c, d y 5a-c. Por lo tanto, a medida que la deformación2 aumentó de 0 a 0,5, se produjo una transición de BF a AF, Fig. 4, destacando el hecho de que la deformación de la austenita es necesaria para la transformación de AF en los aceros HSLA.

Las láminas de AF nucleadas intragranularmente en las subestructuras de deformación no se desarrollan en una morfología paralela a gran escala porque el desarrollo de una morfología paralela es sofocado por el choque entre las láminas de AF nucleadas adyacentes. En realidad, varias láminas AF paralelas adyacentes forman un paquete a pequeña escala y diferentes paquetes tienen diferentes direcciones de alargamiento . Los paquetes de AF chocarán con otros paquetes formados en lugares de nucleación cercanos, lo que impide la formación de una morfología paralela general y provoca la morfología irregular de AF.

La transición de BF nucleada en el límite a AF nucleada intragranularmente conduce al aumento de la densidad de HAGB, Fig. 8, y a la reducción del tamaño de grano efectivo, Fig. 10a. Durante la transformación de la bainita, se produce una fuerte selección de variantes y bajo velocidades de enfriamiento relativamente lentas o altas temperaturas de transformación, la selección de variantes favorece principalmente a los pares de variantes con bajos ángulos de desorientación entre ellos, dando lugar a la baja densidad de HAGB, Fig. 8e-f, y a un gran tamaño de grano efectivo, Fig. 10a. Sin embargo, para las microestructuras dominantes de AF, la deformación de la austenita aumenta los sitios de nucleación intragranular, por lo que se nuclean más láminas directamente en los sitios de nucleación intragranular en lugar de nuclearse simpáticamente en forma de pares de variantes. La formación de estas láminas de AF nucleadas intragranularmente puede debilitar el mecanismo de selección de variantes , y por lo tanto se pueden generar más tipos de variantes y por lo tanto límites en cada grano de austenita. En consecuencia, aumentando la fracción de AF intragranularmente nucleada por la deformación de la austenita, se puede obtener una mayor densidad de HAGBs y un menor tamaño de grano efectivo.

Transición de AF a BF

Sin embargo, cumpliendo la condición de introducir sitios de nucleación intragranular, la transformación de AF no ocurre necesariamente como se muestra en la Fig. 7f con una velocidad de enfriamiento de 50 °C s-1. Para esta muestra, ya se había introducido una alta densidad de sitios de nucleación intragranulares en la austenita por deformación (deformación2 = 0,5), pero el producto de la transformación sigue consistiendo principalmente en una microestructura típica dominante de BF con una morfología paralela. En otras palabras, los sitios de nucleación intragranulares son incapaces de inducir la transformación AF a esta alta tasa de enfriamiento. Por lo tanto, debe haber otra condición necesaria para la ocurrencia de la transformación de AF.

Para averiguar esto, se debe prestar atención a una característica común en la Fig. 7b, c. En estas microestructuras dominantes de AF, hay algunos listones paralelos cortos de BF nucleados en PAGBs y estirados en granos de austenita y estos listones de BF no ocupan todo el grano de austenita y el resto del grano de austenita se desarrolla en AF. Mientras que en la microestructura dominante de BF, Fig. 7d, las láminas paralelas de BF se extendieron desde los PAGB y se desarrollaron a lo largo de todo el grano de austenita o impactaron con otras láminas de BF. Para confirmar aún más estas características microestructurales, se seleccionaron dos áreas de los mapas de EBSD, como se indica en los bloques negros discontinuos de la Fig. 9f, h, respectivamente. En las Figs. 11 y 12 se muestran los mapas de orientación de todos los ángulos de Euler de estas dos áreas con líneas negras que representan los límites con ángulos de desorientación superiores a 3˚, respectivamente. Los diferentes granos de austenita madre (PA) se separaron entre sí comparando cuidadosamente las características de las figuras de los polos de las diferentes partes y los PAGB se resaltaron con líneas blancas de guiones en dichas figuras. La validez de la separación de estos granos de PA puede demostrarse por la buena correspondencia entre las figuras de polos {100} de las orientaciones de hierro α medidas y las de las orientaciones variantes de las orientaciones de PA calculadas. El método propuesto en la investigación se utilizó para evaluar estas orientaciones PA siguiendo la relación de orientación Kurdjumov-Sachs (K-S). Aunque también se propuso la relación de orientación Nishiyama-Wasserman (N-W) como relación de orientación, se comprobó que los BF se forman satisfaciendo la relación de orientación K-S cercana . Por lo tanto, aquí se utilizó la relación de orientación K-S.

Análisis EBSD de la probeta con deformación2 de 05 y velocidad de enfriamiento de 10 °C s-1: a Mapa de orientación de todos los ángulos de Euler coloreados (las líneas negras representan los límites con ángulos de desorientación superiores a 3° y los PAGB se muestran con líneas blancas discontinuas); b {100} figuras de polos de las orientaciones de ferrita medidas en cada grano de austenita padre (PA); c {100} cifras de los polos de las orientaciones de la austenita madre (PA) calculadas y sus variantes de transformación, respectivamente

Análisis EBSD de la muestra con una deformación2 de 05 y velocidad de enfriamiento de 50 °C s-1: a Mapa de orientación coloreado con todos los ángulos de Euler (las líneas negras representan los límites con ángulos de desorientación superiores a 3° y los PAGB se muestran con líneas blancas discontinuas); b {100} figuras de polos de las orientaciones de ferrita medidas en cada grano de austenita madre (PA); c {100} figuras de polos de las orientaciones de austenita madre (PA) calculadas y sus variantes de transformación, respectivamente

En la Fig. 12a, donde la BF es la microestructura dominante, los listones de BF paralelos que forman paquetes con colores similares se nuclean en los PAGB y se extienden por todo el grano o se empalman con otros paquetes de BF. Sin embargo, en la Fig. 11a, los listones BF paralelos nucleados en PAGBs y extendidos en PA2 fueron sofocados y la austenita restante se transformó en listones AF dispuestos irregularmente, lo que se corresponde muy bien con las características observadas en la Fig. 7b, c. Es interesante observar que cuanto más irregular es la microestructura transformada, más se extienden las orientaciones del hierro α en las figuras de los polos. Hay algunas razones posibles para la propagación de las orientaciones del hierro α. Con velocidades de enfriamiento lentas, puede haber algunos granos PF/QF formados en la microestructura final que no siguen necesariamente la relación de orientación K-S con la austenita madre en la que crecen. La propagación de las orientaciones del hierro α también puede reflejar la propagación de la orientación de la austenita inducida por la deformación y la existencia de más tipos de variantes promovidas por la nucleación intragranular.

En base a las características de la microestructura anteriores, además del requisito de introducir sitios de nucleación intragranular, se puede hipotetizar otra condición para la ocurrencia de la transformación AF como la siguiente. Dado que los límites de grano de la austenita son lugares de nucleación muy potentes, los bloques de BF se nuclean primero en los límites de grano de la austenita durante el enfriamiento. Si estos bloques de BF se desarrollan a lo largo de todo el grano de austenita o inciden con otros bloques de BF nucleados en el límite, se forma una microestructura dominante de BF. Por otro lado, si estos bloques de BF nucleados en el límite son sofocados prematuramente por ciertos mecanismos y no pueden ocupar todo el grano de austenita madre, la transformación de AF en los sitios de nucleación intragranular ocurre durante el proceso de enfriamiento posterior. Por lo tanto, la supresión del alargamiento de las láminas de BF debería ser otro requisito para que se produzca la transformación de AF.

El posible mecanismo que suprime el alargamiento de las láminas de BF también está relacionado con la deformación de la austenita. Las transformaciones displacivas implican el movimiento coordinado de los átomos de la red, y dicho movimiento de una interfase glissile puede ser suprimido si encuentra defectos fuertes como los límites de grano de la austenita o las subestructuras de deformación . Los defectos menos fuertes, como las dislocaciones aisladas, también retrasan el avance de dichas interfaces de producto, pero a menudo pueden incorporarse a la red de productos de transformación. Estos mecanismos indican que la deformación de la austenita puede retardar o suprimir el avance de las interfaces de transformación de desplazamiento. Este retraso de las transformaciones displacivas por la deformación plástica de la austenita se denomina estabilización mecánica de la austenita y se ha encontrado para todas las transformaciones displacivas en los aceros, incluyendo la ferrita Widmanstätten , la martensita y la bainita .

Este efecto de estabilización mecánica puede analizarse mediante un modelo establecido equilibrando la tensión motriz de avance de las interfases con la tensión de resistencia ejercida por las dislocaciones . La tensión de resistencia τ ejercida por las dislocaciones introducidas por la deformación puede expresarse como:

donde G es el módulo de cizallamiento, v la relación de Poisson, y ρ la densidad de dislocaciones . La tensión τ T que impulsa el avance de las interfaces se origina en el cambio de energía libre química ΔG de la transformación de desplazamiento, τ T = ΦΔG, donde Φ es una constante que se supone igual a la unidad. ΔG varía con las temperaturas de transformación. El movimiento de las interfaces se detiene cuando la tensión motriz, τ T , es igual o inferior a la tensión de resistencia, τ. La tensión motriz puede obtenerse calculando el cambio de energía libre química, y en base a esta tensión motriz, podemos obtener la menor densidad de dislocaciones que es capaz de suprimir el movimiento de las interfaces de transformación de desplazamiento.

El cambio de energía libre química del acero ensayado en esta investigación se calculó utilizando un software de cálculo termodinámico, Thermal-Calc, que accede a los datos termodinámicos (base de datos TCFE6) para calcular las estabilidades de fase y las energías libres. La energía almacenada debida a la deformación de forma que acompaña a la transformación de la bainita es de aproximadamente 400 J/mol, que posteriormente se restó de los resultados del cálculo. Los valores de la fuerza impulsora de la transformación BF (después de la sustracción de la energía almacenada de 400 J/mol) a diferentes temperaturas se muestran en la Fig. 13a. Se puede observar que cuando la temperatura es inferior a 645 °C, la transformación bainítica es termodinámicamente posible para el acero ensayado.

Variación de a la fuerza impulsora de la transformación bainítica de la ferrita y b la densidad de dislocación supresora del movimiento de la interfaz más baja con el correspondiente ángulo de desorientación de la austenita en función de la temperatura de transformación

Basado en estos resultados de la fuerza impulsora, las densidades de dislocación efectivas de supresión más bajas en la austenita se calcularon utilizando la Ec. (1) con un módulo de cizallamiento de la austenita de 8 × 1010 Pa, una relación de Poisson de 0,27 y un vector de Burgers de 2,52 × 10-10 m . Sin embargo, la densidad de dislocación de la austenita deformada es difícil de medir. Por lo tanto, las densidades de dislocación se convirtieron a grandes rasgos en ángulos de desorientación de los límites según la relación bρ 1/2 ≈ θ donde θ es el ángulo de desorientación de los límites.

Las densidades de dislocación efectivas de supresión más bajas y los correspondientes ángulos de desorientación de los límites a diferentes temperaturas se muestran en la Fig. 13b. A medida que aumenta la temperatura, por ejemplo, de 460 a 550 °C, el ángulo de desorientación del límite efectivo de supresión aumenta, de 0,9° a 2,0°. En lo que respecta a los ángulos de desorientación subgrano prácticos que se forman durante la deformación de la austenita, en la investigación , los ensayos PSC se llevaron a cabo en una aleación modelo de Ni-29,5%Fe-0,01%C-0,02%Mn con un tamaño de grano inicial de ~ 50 μm, una temperatura de deformación de 900 °C, una velocidad de deformación de 1 s-1 y unas deformaciones que van de 0,2 a 0,7, que son muy similares a las condiciones experimentales del presente estudio. En la investigación, la relación entre el ángulo de desorientación medio (θ av) y la deformación (ε) a 900 °C se describió mediante una ecuación de ley de potencia, θ av = 1,77ε 0,23. Utilizando esta relación, con una deformación de 0,5 en esta investigación, el ángulo medio de desorientación del subgrano es de 1,5°. En cuanto a la distribución de los ángulos de desorientación, según la hipótesis de escalado, las funciones de distribución de los ángulos de desorientación normalizadas por los ángulos de desorientación medios son iguales e insensibles al material y al volumen de deformación. Sobre la base de la distribución de escala que se muestra en la investigación , la mayor densidad de ángulos de desorientación aparece en ~ 0,7θ av , que es igual a 1,1° con θ av = 1,5°.

Por lo tanto, en este estudio con strain2 = 0,5, la reducción de la temperatura de transformación mediante el aumento de la tasa de enfriamiento, el aumento de ángulo de desorientación de límite efectivo de supresión más bajo, Fig. 13b, y se reduce la posibilidad de que la interfaz de transformación BF sea detenida por los límites de subgrano inducidos por la deformación, dando lugar a la transición de AF a BF con el aumento de la velocidad de enfriamiento de 10 a 50 °C s-1. En otras palabras, con la misma deformación, es la temperatura de transformación la que determina si las subestructuras de deformación pueden suprimir el alargamiento de las láminas de BF y dar espacio para que se desarrolle la AF.

En base al mecanismo ilustrado anteriormente, podemos concebir además que si la austenita deformada se enfría muy rápidamente desde la temperatura de deformación hasta la temperatura ambiente, debería haber muy pocas láminas de AF en la microestructura. Por el contrario, si la austenita deformada se enfría muy rápidamente desde la temperatura de deformación pero a una temperatura relativamente alta y luego se enfría lentamente, debería obtenerse una microestructura dominante de AF. Para comprobar estas concepciones, se ensayaron otras dos muestras. Ambas se sometieron al mismo perfil de deformación con deformación2 = 0,5, pero una de ellas fue enfriada con agua hasta la temperatura ambiente después de la deformación y la otra fue enfriada rápidamente hasta 600 °C desde 950 °C a 100 °C s-1 y luego enfriada lentamente hasta 350 °C a 1 °C s-1 seguida de un enfriamiento con agua hasta la temperatura ambiente. Las microestructuras transformadas de estas dos muestras se muestran en la Fig. 14. Se puede ver claramente que para la muestra enfriada con agua la microestructura consistía principalmente en BF y martensita con una evidente morfología paralela y apenas se pueden encontrar láminas de AF nucleadas intragranularmente. Mientras que para la otra muestra, la microestructura transformada es AF dominante con una disposición irregular, y esto demuestra aún más que en lugar de las tasas de enfriamiento, la temperatura de transformación es el parámetro crítico para la ocurrencia de la transformación AF.

Micrografías electrónicas secundarias SEM que muestran las microestructuras transformadas después de diferentes procesos de enfriamiento con strain2 de 0.5: a enfriado con agua hasta temperatura ambiente; b enfriado a 100 °C s-1 hasta 600 °C y luego enfriado lentamente hasta 350 °C a 1 °C s-1 seguido de un enfriamiento con agua hasta temperatura ambiente

Está claro que bajo altas velocidades de enfriamiento o bajas temperaturas de transformación, los sitios de nucleación intragranular son incapaces de inducir la transformación AF y la microestructura transformada es dominante BF. Para las microestructuras BF, la deformación de la austenita puede dar lugar a una fuerte selección de variantes que favorecen las variantes BF con planos de hábito paralelos a los planos de deslizamiento activos durante la deformación de la austenita. Este tipo de selección de variantes se puede encontrar en PA2 y PA3 en la Fig. 12a. Las trazas de los límites de los listones en el plano RD-ND están a unos 32° de distancia del RD y, basándose en el análisis del factor Schmid para el principal componente de textura ideal de la austenita durante la compresión por deformación plana, las trazas de los planos de deslizamiento activos en el plano RD-ND están a 19,5°-45° de distancia del RD. Por lo tanto, para la austenita deformada, con el aumento de la velocidad de enfriamiento de 10 a 50 °C s-1, debido al aumento de la fracción de BF y a la fuerte selección de variantes de BF resultante de la deformación de la austenita, el tamaño de grano efectivo se hace cada vez más grande como se muestra en la Fig. 10b.(1)

Algunas características de la microestructura de la FA también necesitan una explicación adicional.

1. (1)

   Aunque las láminas de BF nucleadas en las PAGBs necesitan ser suprimidas para dar espacio al desarrollo de la FA, las láminas de BF paralelas como se muestran en la Fig. 7b, c no aparecen en cada PAGB. Esto se debe a que la tensión de deformación no se distribuye uniformemente dentro de cada grano de austenita. Normalmente, la deformación en los límites del grano de austenita es mayor que en el interior del grano y, en consecuencia, los ángulos de desorientación de los límites del subgrano cerca del límite del grano de austenita serán mayores que en el interior del grano. Por lo tanto, es más probable que los cordones de BF nucleados por PAGB se detengan cerca de los límites de grano de austenita sin formar grandes paquetes de BF.

2. (2)

   Incluso en las microestructuras dominantes de AF, todavía hay algunos cordones largos de BF a través de todos los granos de austenita madre. Esto puede atribuirse a la distribución desigual de las tensiones de deformación entre los diferentes granos de austenita madre. Las diferencias de las subestructuras inducidas por la deformación entre los granos de austenita con diferentes orientaciones fueron reportadas en la investigación.

3. (3)

   Aunque el aumento de la temperatura de transformación promoverá el efecto de estabilización mecánica de la deformación de la austenita y suprimirá los cordones de BF con mayor eficacia, el volumen máximo posible de transformación de AF y BF se reducirá con el aumento de la temperatura de transformación y, finalmente, llega a cero en la temperatura de inicio de la transformación de bainita de acuerdo con el fenómeno de transformación incompleta de la transformación bainítica . Por lo tanto, la tasa de enfriamiento continuo y la temperatura de interrupción del enfriamiento deben seleccionarse cuidadosamente para detener el alargamiento de las láminas de BF y obtener simultáneamente una alta fracción de volumen de la microestructura de AF y el enfriamiento continuo es más adecuado que el mantenimiento isotérmico para obtener una alta fracción de volumen de AF.

4. (4)

   La transformación de PF ocurrió antes de que tanto el AF como el BF puedan consumir los sitios de nucleación en PAGBs y, lo que es más importante, los átomos de solución sólida particionados de los granos de PF pueden estabilizar su austenita vecina y retardar la nucleación de bainita . Además, los granos de PF formados intragranularmente también pueden suprimir las láminas de BF. Por lo tanto, la formación de granos PF es beneficiosa para la transformación de AF. Sin embargo, la existencia de granos de PF reducirá indudablemente la resistencia. A pesar del efecto beneficioso para la transformación de AF, la formación de granos PF no es un requisito previo para la transformación de AF. En la investigación de enfriamiento desde la temperatura de deformación de la austenita de 850 °C hasta la temperatura de mantenimiento isotérmico de 500-600 °C a una velocidad de 75 °C s-1, la transformación de la FA todavía se produjo sin la ayuda de la transformación de la PF. Del mismo modo, en esta investigación, se puede ver en la Fig. 14 que con una tasa de enfriamiento de 100 °C s-1 para reducir la interferencia de la transformación PF, la AF sigue siendo la microestructura dominante. En otras palabras, la transformación PF/QF no es un requisito previo para la transformación AF.