Efecto de los elementos residuales e impurezas en la ductilidad y mecanismos de fragilización en caliente de un acero de construcción 0.23C-0.9Mn-0.13SI

El agrietamiento transversal en la superficie de los productos de colada continua es un problema que sigue provocando el rechazo de algunos de estos productos con las correspondientes pérdidas energéticas y económicas. A pesar de que el problema se ha conseguido minimizar para algunas calidades de a...

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Detalhes bibliográficos
Autor: Calvo Muñoz, Jessica|||0000-0002-5786-207X
Tipo de documento: tese
Data de publicação:2006
País:España
Recursos:Universitat Politècnica de Catalunya (UPC)
Repositório:UPCommons. Portal del coneixement obert de la UPC
Idioma:espanhol
OAI Identifier:oai:upcommons.upc.edu:2117/93362
Acesso em linha:https://hdl.handle.net/2117/93362
https://dx.doi.org/10.5821/dissertation-2117-93362
Access Level:Acceso aberto
Palavra-chave:residual elements
residuales
transverse cracking
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ductilidad en caliente
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Acer de construcció -- Ductilitat
Àrees temàtiques de la UPC::Enginyeria dels materials
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description El agrietamiento transversal en la superficie de los productos de colada continua es un problema que sigue provocando el rechazo de algunos de estos productos con las correspondientes pérdidas energéticas y económicas. A pesar de que el problema se ha conseguido minimizar para algunas calidades de acero, el reciclaje de chatarra, práctica cada vez más frecuente por sus beneficios económicos y medioambientales, está incorporando nuevos retos, especialmente en lo que se refiere a la aparición de grietas superficiales. El origen del agrietamiento para estos aceros se relaciona con el aumento en elementos residuales e impurezas que se introducen durante el reciclaje y son difíciles de eliminar.<br/><br/>Para conocer la influencia de estos elementos residuales e impurezas en el agrietamiento transversal, se evaluó la ductilidad en caliente de un acero de construcción 0.23C-0.9Mn-0.13Si con Cu y Sn como residuales y alto S. La ductilidad en caliente fue evaluada a partir de la reducción del área (%RA) de probetas ensayadas a tracción a temperaturas entre 650ºC y 1100ºC. La velocidad de deformación elegida para los ensayos fue 5·10-3s-1. Estas condiciones están en el intervalo de las que se dan durante el desdoblado, etapa crítica para la aparición de grietas. Las curvas de %RA en función de la temperatura se completaron con el estudio fractográfico y metalográfico de las probetas.<br/><br/>Durante los ensayos se varió la temperatura de austenización mediante recalentamientos a 1100ºC y a 1330ºC. Otra serie de ensayo consistió en la fusión y solidificación in-situ de las probetas. Además, se trabajó con el material en dos condiciones iniciales: colada (probetas extraídas de una palanquilla) y laminada (probetas extraídas de varilla corrugada). Un acero con una composición base similar pero sin elementos residuales fue evaluado con fines comparativos.<br/><br/>Las curvas de ductilidad en caliente fueron muy parecidas independientemente de la temperatura de recalentamiento, sin embargo, cuando el acero se ensayó en su condición laminada el valle de ductilidad obtenido fue más estrecho. Por otro lado, los mecanismos de fragilización variaron con la temperatura de recalentamiento y no con la condición inicial del material. Las fracturas tras recalentamientos a 1100ºC fueron interdendríticas y se relacionaron con las microsegregaciones de solidificación. Recalentamientos a 1330ºC originaron fracturas interganulares.<br/><br/>Las inclusiones de MnS, así como las segregaciones de S parecen tener un papel importante en este comportamiento. El efecto del S sólo puede ser evaluado adecuadamente cuando las probetas se solidifican in-situ para poner en solución el S que se encontrara formando MnS. Los resultados obtenidos mediante estas condiciones experimentales presentaron pozos de ductilidad más anchos que los obtenidos en condiciones de recalentamiento. Por otro lado, las fractografías muestran la gran tendencia al "hot shortness" que tiene el acero. Éste mecanismo de fragilización que actúa a muy altas temperaturas estaría debilitando los espacios interdendríticos a menores temperaturas. <br/><br/>Al comparar el comportamiento del acero industrial con el del acero limpio, lo primero que se ve es que el pozo de ductilidad es significativamente más estrecho para éste último. Así, el único mecanismo de fragilización identificado consiste en la concentración de la deformación en una fina capa de ferrita que se forma rodeando la austenita a temperaturas entre Ae3 y Ar3. <br/><br/>El cálculo de las microsegregaciones de solidificación indica que los elementos con más tendencia a enriquecer el último líquido en solidificar son el P y el S. Éste último además parece el responsable de la fragilidad del acero cuando se ensaya en condiciones de recalentamiento, tal y como se pudo determinar por espectroscopía Auger. A pesar de que no se ha podido demostrar, en Sn podría tener también un papel importante en las segregaciones intergranulares.
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El origen del agrietamiento para estos aceros se relaciona con el aumento en elementos residuales e impurezas que se introducen durante el reciclaje y son difíciles de eliminar.<br/><br/>Para conocer la influencia de estos elementos residuales e impurezas en el agrietamiento transversal, se evaluó la ductilidad en caliente de un acero de construcción 0.23C-0.9Mn-0.13Si con Cu y Sn como residuales y alto S. La ductilidad en caliente fue evaluada a partir de la reducción del área (%RA) de probetas ensayadas a tracción a temperaturas entre 650ºC y 1100ºC. La velocidad de deformación elegida para los ensayos fue 5·10-3s-1. Estas condiciones están en el intervalo de las que se dan durante el desdoblado, etapa crítica para la aparición de grietas. Las curvas de %RA en función de la temperatura se completaron con el estudio fractográfico y metalográfico de las probetas.<br/><br/>Durante los ensayos se varió la temperatura de austenización mediante recalentamientos a 1100ºC y a 1330ºC. Otra serie de ensayo consistió en la fusión y solidificación in-situ de las probetas. Además, se trabajó con el material en dos condiciones iniciales: colada (probetas extraídas de una palanquilla) y laminada (probetas extraídas de varilla corrugada). Un acero con una composición base similar pero sin elementos residuales fue evaluado con fines comparativos.<br/><br/>Las curvas de ductilidad en caliente fueron muy parecidas independientemente de la temperatura de recalentamiento, sin embargo, cuando el acero se ensayó en su condición laminada el valle de ductilidad obtenido fue más estrecho. Por otro lado, los mecanismos de fragilización variaron con la temperatura de recalentamiento y no con la condición inicial del material. Las fracturas tras recalentamientos a 1100ºC fueron interdendríticas y se relacionaron con las microsegregaciones de solidificación. Recalentamientos a 1330ºC originaron fracturas interganulares.<br/><br/>Las inclusiones de MnS, así como las segregaciones de S parecen tener un papel importante en este comportamiento. El efecto del S sólo puede ser evaluado adecuadamente cuando las probetas se solidifican in-situ para poner en solución el S que se encontrara formando MnS. Los resultados obtenidos mediante estas condiciones experimentales presentaron pozos de ductilidad más anchos que los obtenidos en condiciones de recalentamiento. Por otro lado, las fractografías muestran la gran tendencia al "hot shortness" que tiene el acero. Éste mecanismo de fragilización que actúa a muy altas temperaturas estaría debilitando los espacios interdendríticos a menores temperaturas. <br/><br/>Al comparar el comportamiento del acero industrial con el del acero limpio, lo primero que se ve es que el pozo de ductilidad es significativamente más estrecho para éste último. Así, el único mecanismo de fragilización identificado consiste en la concentración de la deformación en una fina capa de ferrita que se forma rodeando la austenita a temperaturas entre Ae3 y Ar3. <br/><br/>El cálculo de las microsegregaciones de solidificación indica que los elementos con más tendencia a enriquecer el último líquido en solidificar son el P y el S. Éste último además parece el responsable de la fragilidad del acero cuando se ensaya en condiciones de recalentamiento, tal y como se pudo determinar por espectroscopía Auger. A pesar de que no se ha podido demostrar, en Sn podría tener también un papel importante en las segregaciones intergranulares.Transverse cracking in the surface is a problem related to the continuous casting steelmaking route. Its incidence has been minimized for several steel grades, but it is very sensitive to operational or compositional variations. In particular, the production of steel from scrap, which has great economic and environmental advantages, has introduced new challenges. The high incidence of transverse cracking for these steel grades is related to their high contents on residual elements which are introduced during the recycling and are difficult to eliminate.<br/><br/>The influence of residual elements and impurities on the transverse cracking susceptibility has been studied for a structural steel 0.23C-0.9Mn-0.13Si with high Cu and Sn as residuals, as well as high S. The evaluation was done by means of hot tensile tests. The reduction area (%RA) of the samples tested to fracture was taken as a measure of the hot ductility, and therefore, of the sensitivity of the steel to present transverse cracking. The analysis of the fracture surfaces and metallographies of the samples allowed the identification of the different embrittling mechanisms that could take place depending on the thermomechanical conditions. <br/><br/>During the tests, samples were first reheated to 1100ºC or 1330ºC, or in- situ melted. Then, they were tested at temperatures ranging from 650ºC to 1100ºC. The strain rate was 5×10-3s-1, close to the ones that take place during the unbending operation in continuous casting. The steel was tested for two initial conditions of the material: the as-cast (samples were machined from a billet), and the as-rolled (samples were machined from a corrugated bar). Moreover, another steel residual free was evaluated for comparison purposes.<br/><br/>The hot ductility curves (%RA vs. Temperature) were similar after different reheating treatments, but ductility troughs appeared narrower when the steel was tested in the as-rolled condition. However, fracture surfaces showed different features depending on the reheating temperature. On one side, the reheating treatment at 1100&#730;C promoted a mixture of intergranular and interdendritic brittle fracture. The interdendritic component of the fracture was related to microsegregations taking place during the solidification of the steel. On the other side, brittle samples tested after a reheating treatment at 1330&#730;C showed completely intergranular features.<br/><br/>MnS inclusions, as well as S segregations, seemed to have a very important role in the hot ductility behaviour of the steel. Since S forms particles with high melting points, samples had to be cast in-situ in order to put all S back into solution and then evaluate its effect on the hot ductility. For samples cast in-situ, the ductility troughs are wider than the ones obtained for reheated samples. Moreover, the fractographies of in-situ melted samples showed the high tendency of the steel to embrittle through "hot shortness". This mechanism that would act at very high temperatures could also be the responsible of the brittle behaviour of the steels at testing temperatures.<br/><br/>The ductility troughs for the clean steel were significantly narrower than the ones for the industrial steel at any testing condition. The only embrittling mechanism identified for the clean steel was the concentration of the deformations at a ferrite layer formed surrounding the austenite grains at temperatures between Ae3 and Ar3.<br/><br/>The composition of the last solidifying liquid was calculated according to microsegregation models. The calculations showed that P and S are the elements with the highest tendency to microsegregate and thus, the last solidifying liquid is enriched in these elements. By means of Auger spectroscopy the S was proved to be the embrittling element under reheating conditions. Though it could not be verified, special attention should be paid to Sn due to its tendency to segregate intergranularly.Universitat Politècnica de CatalunyaCabrera Marrero, José M.20062006-03-2320112011-04-12doctoral thesishttp://purl.org/coar/resource_type/c_db06VoRhttp://purl.org/coar/version/c_970fb48d4fbd8a85info:eu-repo/semantics/doctoralThesisapplication/pdfapplication/pdfhttps://hdl.handle.net/2117/93362https://dx.doi.org/10.5821/dissertation-2117-93362reponame:UPCommons. Portal del coneixement obert de la UPCinstname:Universitat Politècnica de Catalunya (UPC)Españolspaopen accesshttp://purl.org/coar/access_right/c_abf2info:eu-repo/semantics/openAccessoai:upcommons.upc.edu:2117/933622026-05-27T15:37:01Z
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