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Scientific Reports volumen 12, número de artículo: 15411 (2022) Citar este artículo Bobina Cr
Los aceros de alta resistencia se están volviendo más importantes que nunca en las aplicaciones automotrices para reducir el peso de los automóviles y garantizar la seguridad de los pasajeros.Sin embargo, dado que una mayor resistencia generalmente da como resultado una conformabilidad degradada, el conformado en frío de aceros de alta resistencia para darles formas finales sigue siendo un desafío tanto para los fabricantes como para los proveedores de automóviles.Aquí presentamos conceptos novedosos de diseño de aleaciones y procesamiento que pueden impartir alta resistencia a los aceros conformables en frío, lo que se desvía del enfoque tradicional de mejorar la conformabilidad de los aceros de alta resistencia.Este acero diseñado, sometido a una ruta de procesamiento diseñada, muestra una excelente combinación de conformabilidad y resistencia, así como resistencia a choques, lo cual es crucial para la seguridad de los pasajeros de los automóviles.Los conceptos de diseño de aleaciones y procesamiento utilizados en el presente estudio se basan en la utilización de transformación de austenita en martensita inducida térmicamente, que imparte alta resistencia a la austenita conformable en frío mediante tratamiento criogénico.
Weiran Zhang, Volodymyr Koverga, … Chunsheng Wang
Zibing An, Ang Li, … Xiaodong Han
Fei Pei, Lin Wu, … Yunhui Huang
Los aceros avanzados de alta resistencia (AHSS) desempeñan un papel importante en la fabricación de automóviles, ya que pueden cumplir con los requisitos cada vez más estrictos de las industrias del automóvil en materia de seguridad y aligeramiento de los vehículos1,2.Aunque existen varias variantes de materiales ligeros como las aleaciones de Al y Mg que pueden usarse para componentes estructurales de automóviles, las características de los AHSS, como su alta resistencia y su bajo costo de fabricación, los convierten en materiales de elección sobre otros materiales3,4,5.Entre varios grados de AHSS, los aceros conformados por prensado en caliente (HPF), también llamados aceros endurecidos por prensa, han recibido mucha atención ya que ofrecen propiedades de tracción superiores junto con una buena precisión dimensional debido a su ruta de procesamiento única que consiste en conformado a alta temperatura dentro de región de austenita seguido de enfriamiento en una matriz para formar fases duras de baja temperatura como martensita o bainita6,7,8.Sin embargo, dicha ruta de procesamiento tiene una eficiencia de producción deficiente y, además, estos aceros HPF generalmente sufren de fragilización del metal líquido (LME) o microfisuras debido a una interacción entre el recubrimiento y el sustrato durante el conformado a alta temperatura9,10,11,12,13,14.Por lo tanto, se necesita un nuevo tipo de aceros de alta resistencia, que puedan formarse hasta alcanzar una forma final a bajas temperaturas y que no sufran LME ni microfisuras asociadas con el conformado a alta temperatura.
Cumplir el requisito de una combinación de alta resistencia y alta formabilidad es una tarea desafiante ya que los enfoques convencionales que mejoran la formabilidad tienen efectos adversos sobre la resistencia o viceversa.En este sentido, el uso de austenita metaestable como fase constituyente principal sería un enfoque viable ya que la austenita, al ser una fase cúbica centrada en las caras (fcc), puede proporcionar una buena formabilidad a temperatura ambiente y también puede proporcionar una alta resistencia cuando se transforma la La conversión de austenita a martensita se logra enfriando por debajo de su temperatura inicial de martensita (Ms)15,16,17,18,19 después de la formación.La estabilización de la austenita a temperatura ambiente se ha logrado tradicionalmente añadiendo una cantidad bastante grande de elementos estabilizadores de austenita, como en los casos de los aceros clásicos de plasticidad inducida por transformación (TRIP)20 y los aceros con alto contenido de Mn15,16,21, que generalmente se someten a austenitización. seguido de enfriamiento con agua (WQ).Teniendo en cuenta que la estabilidad de la austenita en aceros hipoeutectoides aumentaría cuando se recocieran en la región intercrítica (ferrita + austenita) en comparación con el tratamiento de austenitización, se puede retener una cantidad bastante grande de austenita en aceros con composiciones de aleaciones más pobres después del recocido intercrítico (IA) seguido. mediante enfriamiento con agua, que es el concepto básico de diseño de aleaciones para aceros TRIP de manganeso medio22,23,24,25,26,27,28,29,30,31,32,33.Estos aceros TRIP de manganeso medio suelen contener entre un 30 % y un 70 % en volumen de austenita, dependiendo de las composiciones de la aleación, y muestran una buena formabilidad;sin embargo, su límite elástico es mucho menor que el de los aceros HPF.El límite elástico de los aceros de Mn medio, como se mencionó anteriormente, puede aumentar significativamente cuando se promueve la transformación de austenita en martensita mediante enfriamiento a baja temperatura, es decir, mediante tratamiento criogénico.Aquí, la cuestión crítica es que si bien la transformación de austenita en martensita debe ocurrir mediante tratamiento criogénico para lograr una alta resistencia, también se debe retener una cantidad sustancial de austenita después del tratamiento criogénico para garantizar la resistencia a los choques de los componentes finales.
En el presente estudio, mediante la utilización de tratamiento criogénico, se ha intentado desarrollar aceros que muestren buena conformabilidad en la condición de recocido intercrítico (IAed), así como alta resistencia en la condición de tratamiento criogénico mediante la transformación de austenita retenida en martensita.Se fabricó la aleación modelo que contenía 10Mn, 2Al y 0,2C y se evaluaron su microestructura y propiedades mecánicas después de IA de láminas laminadas en caliente con diversas condiciones de recocido, así como después de inmersión en N2 líquido.
Se fabricó un lingote de 30 kg de acero con una composición nominal de Fe–10Mn–2Al–0,2C (composición analizada de Fe–9,9Mn–2,0Al–0,2C en peso%) mediante fusión por inducción al vacío.Después de la homogeneización a 1150 °C durante 2 h, se laminó en caliente entre 1050 y 850 °C seguido de un enfriamiento con agua para producir una lámina de 3 mm de espesor con una reducción total del 95 %.La lámina laminada en caliente se recoció intercríticamente a 715 °C, 725 °C y 735 °C durante 30 minutos, seguido de enfriamiento con agua.Además, las láminas IAed se sometieron a inmersión en N2 líquido (tratamiento criogénico) durante 1 h para ver su efecto sobre la microestructura y las propiedades de tracción.Las láminas tratadas criogénicamente también se trataron térmicamente a 170 °C durante 20 minutos y se enfriaron con aire para simular el ciclo de horneado de pintura de componentes automotrices34,35,36.
La microestructura del acero se analizó mediante difracción de rayos X (DRX), difracción por retrodispersión de electrones (EBSD) y microscopía electrónica de transmisión (TEM).Los análisis de EBSD se realizaron en el centro de las láminas laminadas (perpendicular a la dirección transversal) utilizando un SEM de emisión de campo (FE-SEM, JEOL JSM-7100F).Las mediciones de EBSD se realizaron con un voltaje de aceleración de 15 kV y un tamaño de paso de 0,05 a 0,2 µm.Luego, los datos de EBSD se analizaron utilizando el software de análisis OIM versión 8.0 (EDAX Inc.).Los límites de ángulo alto (15°–62°) se resaltan en la figura de polo inverso (IPF) y en los mapas de fase.Las exploraciones XRD se realizaron en un difractómetro Bruker D8 Advance utilizando radiación Cu Kα.Los datos de XRD obtenidos se utilizaron para calcular la fracción de volumen de cada fase constituyente siguiendo el método de comparación directa sugerido por De et al.37.EBSD también se usó para medir la fracción en volumen de la austenita en bloques de modo que la fracción en volumen de la austenita en listón se pueda calcular indirectamente restando la fracción en volumen de la austenita en bloques medida por EBSD de la fracción en volumen total de austenita medida por XRD.Se prepararon láminas delgadas de TEM mediante pulido de doble chorro (Tenupol-5, Struers) en una solución de ácido acético al 95 % + ácido perclórico al 5 % a 40 V. Los exámenes de TEM se llevaron a cabo en un microscopio electrónico de emisión de campo JEOL JEM-2100F a una Tensión de funcionamiento de 200 kV.Las composiciones de las fases se midieron mediante espectroscopia de rayos X de dispersión de energía (EDS) en modo STEM.
Se cortaron muestras de tracción a lo largo de la dirección de laminación con un calibre de longitud, ancho y espesor de 25 mm, 6 mm y 2,5 mm, respectivamente, de acuerdo con la norma ASTM E8/E8M.La prueba de tracción se realizó a una velocidad de deformación inicial de 10–3 s−1, utilizando una máquina de prueba universal Instron 8801.
Las pruebas de flexión se realizaron siguiendo los lineamientos de la norma ISO 743838 de la Organización Internacional de Normalización (ISO) y VDA 238-10039 de la Asociación Alemana de la Industria Automotriz.Las muestras rectangulares con una longitud de 60 mm, un ancho de 30 mm y un espesor de 1,5 mm se sometieron a flexión en tres puntos, donde el eje de flexión es paralelo a la dirección de laminado de la lámina, a una velocidad de punzonado de 20 mm min−1 con un radio de punzón de 0,4 mm y un diámetro de rodillo de 30 mm.El ángulo de flexión se midió con el transportador.La relación R/t se midió como la relación más pequeña entre el radio del punzón (R) y el espesor de la lámina (t) que da como resultado una curvatura sin grietas durante el doblado en un ángulo de 90°.Los radios de perforación utilizados fueron de 3 mm a 8 mm en intervalos de 0,5 mm.
La microestructura típica del acero en condición laminada en caliente se muestra en la Fig. 1. Como se muestra en el mapa de fases de EBSD (Fig. 1b), la microestructura consiste principalmente en una fase cúbica centrada en el cuerpo (bcc) (marcada en color verde) con algo de austenita (marcada por el color rojo).Se puede ver que la mayor parte de la fase bcc es martensita que tiene la morfología de martensita en listón.Una característica interesante de la microestructura es que la mayor parte de la austenita laminada en caliente está presente en forma de banda, lo que se debe a una segregación de Mn observada frecuentemente en aceros de contenido medio de Mn25.
Microestructura del acero laminado en caliente.(a) Mapa IPF de EBSD y (b) Mapa de fases de EBSD.En (b), las fases austenita y bcc están marcadas con colores rojo y verde, respectivamente.La barra de escala de las imágenes corresponde a 10 μm.
La Figura 2 muestra la microestructura de las muestras sometidas a IA a temperaturas de 715 °C (denominada 'IA715-WQ') (Fig. 2a,b), 725 °C (denominada 'IA725-WQ') (Fig. 2d, e), y 735 °C (denominado 'IA735-WQ') (Fig. 2g, h) seguido de WQ.La microestructura de las muestras IAed se asemeja a la microestructura laminada en caliente, de modo que hay presencia de austenita en bloques en forma de banda.Además de la austenita en bloques, también hay presencia de austenita que tiene la morfología de listón dentro de la matriz bcc, que resultó de la precipitación de austenita a lo largo de los límites del listón de la martensita anterior en una muestra laminada en caliente26.También se puede ver que hay granos bcc sin rasgos distintivos en las proximidades de la austenita en bloques (por ejemplo, marcados con M en la Fig. 2).La medición de la fracción de austenita en cada condición de tratamiento térmico mediante XRD (Tabla 1) muestra que solo hay un ligero aumento en la fracción de austenita cuando la temperatura IA aumenta de 715 °C (61 %) a 725 °C (63 %). , lo que sugiere que la temperatura IA que produce la mayor fracción de austenita estaría cerca de 725 °C según el modelado termodinámico40.Un aumento adicional de la temperatura IA (a 735 °C) da como resultado una disminución bastante grande en la fracción de austenita (del 63 al 47%).Tal variación en la fracción de austenita con la temperatura IA del acero actual muestra la misma tendencia que la observada frecuentemente en otros aceros IAed de medio Mn24,27,28, debido a un cambio en la estabilidad de la austenita resultante de diversos grados de partición del soluto.Las fracciones respectivas de austenita en bloques y en listón se calcularon siguiendo el procedimiento descrito en la sección Métodos y se enumeran en la Tabla 1, lo que muestra que la mayoría de la austenita está presente en la morfología del listón.
Microestructura de las probetas recocidas intercríticamente (IAed) a diferentes temperaturas (a – c).La muestra se sometió a IA a 715 °C;Mapa de EBSD IPF (a) y mapa de fases de EBSD (b) después del enfriamiento con agua (WQ), y mapa de fases de EBSD después del tratamiento criogénico (c).( d – f ) La muestra se sometió a IA a 725 ° C;Mapa EBSD IPF (d) y mapa de fase EBSD (e) después de WQ, y mapa de fase EBSD después del tratamiento criogénico (f).(g – i) La muestra se sometió a IA a 735 °C;Mapa EBSD IPF (g) y mapa de fase EBSD (h) después de WQ, y mapa de fase EBSD después del tratamiento criogénico (i).Las fases austenita y bcc están marcadas con colores rojo y verde, respectivamente.La barra de escala de las imágenes corresponde a 5 μm.
En la Fig. 3 se muestran micrografías TEM representativas de austenita en bloques y su área circundante. El análisis EDS (Fig. 3b) muestra que la austenita en bloques está enriquecida con Mn (~ 13,1% en peso), pero agotada en Al (~ 0,9% en peso). .En las proximidades de la austenita en bloques, existen islas de martensita que tienen un contenido de Mn (~ 10,8% en peso) menor que el de la austenita en bloques.La comparación con los mapas de EBSD (Fig. 2a, b) muestra que los granos bcc sin rasgos distintivos (por ejemplo, marcados con M en la Fig. 2a, b) que rodean la austenita en bloques son de hecho martensita.Más lejos, hay una estructura laminar que consta de listones de ferrita, martensita y austenita, cuyos detalles se muestran en la figura 3c.De manera similar a la austenita en bloques, la austenita en listón también está enriquecida con Mn, cuyo contenido de Mn es similar (~ 12,8% en peso) al de la austenita en bloques.Cerca de la austenita del listón, están presentes listones de ferrita y martensita, cuya identificación se realizó comparando sus densidades de dislocación (Fig. 3c).El contenido de Mn de la martensita en listón es ~ 10,4% en peso, que es inferior al de la austenita en listón, pero superior al (~ 6,0% en peso) de la ferrita en listón cercana.La presencia de martensita en la muestra IA715-WQ no se esperaba ya que el cálculo termodinámico sugiere que por debajo de la temperatura IA que forma la mayor fracción de austenita retenida, no habría transformación de austenita en martensita al enfriarse a temperatura ambiente28,40.Se cree que la formación de martensita en el presente caso se debe a una distribución no homogénea de Mn en la microestructura, típica de los aceros laminados en caliente de medio Mn25.Los análisis de las muestras IA725-WQ e IA735-WQ muestran que su microestructura es básicamente idéntica a la de la muestra IA715-WQ, excepto que el contenido de Mn tanto en austenita en bloques como en listones disminuye con un aumento en la temperatura de IA como se esperaba.
Micrografías TEM que muestran las morfologías y composiciones de la austenita en bloques, la austenita en listones y sus áreas circundantes en la muestra recocida intercríticamente a 715 °C seguida de enfriamiento con agua.(a) Morfología de la austenita en bloques y su área circundante.(b) Perfiles de concentración de Mn y Al de la austenita en bloques y su área circundante.(c) Morfología de la austenita del listón y su área circundante.(d) Perfiles de concentración de Mn y Al de la austenita del listón y su área circundante.Las barras de escala en (a) y (c) corresponden a 2 µm y 100 nm, respectivamente.
Después del tratamiento criogénico, hay una disminución en la cantidad de austenita para todas las condiciones de IA.Como se muestra en la Tabla 1, el mayor cambio en la fracción de austenita tras el tratamiento criogénico, es decir, la relación de transformación, se encuentra en la muestra IA735, seguida de las muestras IA725 y IA715.Para visualizar claramente el cambio en la microestructura tras el tratamiento criogénico, las áreas observadas después de IA-WQ también se sometieron a análisis microestructurales después del tratamiento criogénico, que se muestran en la Fig. 2c (para el IA715-LN2), la Fig. 2f (para el IA725-LN2) y Fig. 2i (para el IA735-LN2).Se puede observar que ambos tipos de austenita, austenita en bloques gruesos (por ejemplo, marcada con círculos blancos) y austenita en listón fino (por ejemplo, marcada con círculos negros), excepto en el caso del espécimen IA715 (Fig. 2b, c) , se transforma en martensita cuando se somete a un tratamiento criogénico.Cabe señalar que no todo el grano de la austenita en bloques se transforma en martensita tras el tratamiento criogénico;en cambio, sólo una porción del grano de austenita, particularmente ubicada cerca de la periferia de la austenita anterior, se transforma en martensita.Esto se debe principalmente a un gradiente de concentración en la austenita en bloques;hay menos cantidad de Mn cerca de la periferia que en el centro de la austenita en bloques, lo que hace que la primera sea menos estable que la segunda.Por lo tanto, se puede pensar que la austenita en bloques retenida después del tratamiento criogénico sería bastante estable y beneficiosa para las propiedades mecánicas de las muestras tratadas criogénicamente.
Como se muestra en la Tabla 1, curiosamente, los análisis cuantitativos muestran que el grado de cambio en la fracción de austenita por tratamiento criogénico es diferente según el tipo de austenita, que también depende de la temperatura IA.En general, la austenita en listón parece ser más estable térmicamente que la austenita en bloques, aunque su estabilidad relativa cambia con la temperatura IA, de modo que mientras que la austenita en listones muestra una relación de transformación mucho menor (es decir, mayor estabilidad térmica) que la austenita en bloques en En el espécimen IA715, muestran relaciones de transformación más o menos similares en el espécimen IA735.Generalmente se sabe que la estabilidad de la austenita depende de varios factores: su tamaño41 y morfología42, y el contenido de solutos43,44.Aunque la austenita en bloques está más enriquecida con Mn que la austenita en listones, se cree que la morfología de bloques gruesos de la austenita en bloques es responsable de su menor estabilidad térmica que la de la austenita en listones, lo cual es consistente con el resultado de estudios previos que muestran que la austenita en listones es más estable que la austenita en bloques22,23,45.Sin embargo, como se mencionó anteriormente, la estabilidad térmica de la austenita en listón se vuelve más similar a la de la austenita en bloques a medida que las muestras se someten a temperaturas IA más altas, lo que indica que otros factores además del tamaño y la morfología también jugarían papeles importantes en la determinación de la estabilidad térmica. de austenita en las muestras IA725 y IA735.Es bien sabido que la austenita debe tener una cantidad crítica de solutos para ser retenida43,44.Teniendo en cuenta que la austenita del listón tiene un gradiente de concentración pronunciado, solo una porción estrecha de la austenita del listón se retendría tras el tratamiento criogénico, lo que se vuelve más evidente en las muestras sometidas a temperaturas IA más altas.Por otro lado, la austenita en bloques tiene un gradiente de concentración poco profundo, por lo que sólo las áreas ubicadas cerca de la periferia de la austenita anterior se transformarían en martensita, dejando una porción bastante amplia de la austenita en bloques retenida tras el tratamiento criogénico.Esto da como resultado que la relación de transformación de la austenita en listón se vuelva similar a la de la austenita en bloques en las muestras IA725 y IA735.
La Figura 4 muestra las curvas de tensión-deformación del acero en condiciones de IA, así como después del tratamiento criogénico, y sus propiedades de tracción se resumen en la Tabla 2. En la condición de enfriamiento con agua (WQed), el límite elástico (YS) inicialmente disminuye cuando la temperatura IA aumenta de 715 a 725 °C, mientras que la resistencia máxima a la tracción (UTS) aumenta y el alargamiento disminuye.Tal comportamiento es consistente con los resultados de estudios previos en aceros IAed de medio Mn TRIP24,28.Al aumentar aún más la temperatura de IA a 735 °C, hay aumentos tanto en YS como en UTS, que se deben principalmente a una mayor fracción de martensita con el aumento de la temperatura de IA.Cabe señalar que todas las muestras presentes sometidas a laminación en caliente seguida de IA no muestran un alargamiento obvio del límite elástico, que se observa con frecuencia en los aceros de Mn medio laminados en frío y IAed24,28.Se sugiere que la ausencia de fluencia discontinua en las muestras laminadas en caliente y IAed se debe principalmente a la deformación simultánea de ferrita y austenita en una etapa temprana de deformación26.Se sabe que la fluencia discontinua causa rugosidad sustancial en la superficie40,41 y deformación heterogénea en los recubrimientos que facilitan el agrietamiento de la capa recubierta41 y, por lo tanto, el comportamiento de fluencia continua del presente acero es más ventajoso para aplicaciones automotrices que el comportamiento de fluencia discontinua que se encuentra en aceros laminados en frío y IAed. aceros.
Curvas tensión-deformación de tracción de las probetas recocidas intercríticamente (IAed) a diferentes temperaturas sometidas a enfriamiento con agua (WQ), tratamiento criogénico (LN2) y tratamiento de horneado.(a) WQed, (b) tratado criogénicamente y (c) después del tratamiento de horneado.
Después del tratamiento criogénico, hay grandes aumentos tanto en YS como en UTS en comparación con aquellos en la condición WQed.Por ejemplo, el espécimen IA725-LN2 muestra YS de 871 MPa (un aumento de 477 MPa con respecto al espécimen IA725-WQ) y UTS de 1563 MPa (un aumento de 194 MPa con respecto al espécimen IA725-WQ), con un alargamiento total de ~ 17%.En el caso de la muestra IA735-LN2, sus valores YS y UTS son 974 MPa y 1654 MPa, respectivamente, con un alargamiento total de ~ 10 %.Estos grandes aumentos en la resistencia de las muestras tratadas criogénicamente en comparación con las muestras WQed se deben sin duda a la formación de una gran cantidad de martensita inducida por el tratamiento criogénico.La resistencia de estas muestras es bastante comparable a la del acero 22MnB5 HPF, mientras que el alargamiento del primero es mayor que el del segundo6,46, lo que indica que es posible desarrollar acero que tenga una mejor combinación de propiedades de tracción que el del acero 22MnB5 HPF. Acero HPF mediante tratamiento criogénico de acero IAed.
La medición de la fracción de austenita retenida en las muestras de tracción fracturadas en condiciones de tratamiento criogénico mediante XRD muestra que todavía existe una cantidad sustancial de austenita (Tabla 1).Como se muestra en la Fig. 5a, mientras que la mayor parte de la austenita en listones se transforma en martensita (en comparación con la Fig. 2f), una cantidad bastante grande de austenita en bloques permanece sin transformar, lo que sugiere que la austenita en bloques tiene una mayor estabilidad mecánica que la austenita en listones.Esta mayor estabilidad mecánica de la austenita en bloques que la de la austenita en listones se debe principalmente a que la primera tiene un gradiente de concentración de Mn mucho menor que la segunda, como se mencionó anteriormente.
Mapa de fases EBSD de las muestras rotas de tracción y flexión.(a) muestra de tracción recocida intercríticamente (IAed) a 725 °C seguida de tratamiento criogénico (la dirección de tracción es horizontal) y (b) muestra de flexión IAed a 725 °C seguida de tratamiento criogénico y tratamiento de horneado (el eje de flexión es perpendicular a la figura ).Las fases austenita y bcc están marcadas con colores rojo y verde, respectivamente.Las barras de escala en (a) y (b) corresponden a 5 μm y 10 μm, respectivamente.
Como se muestra arriba, el acero actual muestra grandes valores de alargamiento en condición WQed, lo que sugiere su buena conformabilidad en frío.Sin embargo, considerando que no existe una relación directa entre el alargamiento y la conformabilidad en AHSS, su conformabilidad debe evaluarse mediante otros métodos47.En el presente estudio, se realizó una prueba de flexión del acero en condición WQed y su relación R/t, el radio de curvatura interior mínimo recomendado (R) que es necesario para formar una curvatura de 90° en una lámina de espesor (t) sin falla, se midió para evaluar la conformabilidad del acero de acuerdo con los lineamientos de las normas ISO 743838 y VDA 238-10039, que son los estándares de la industria.Las pruebas de flexión también se pueden utilizar para evaluar la resistencia al choque del acero, como lo demuestran los trabajos de Till et al.48 y Manuel et al.49, que muestran una relación clara entre los resultados de las pruebas de choque a escala real y la capacidad de flexión, es decir, el ángulo de flexión, del acero. AHSS.Por lo tanto, la prueba de flexión también se realizó en el acero en condiciones de tratamiento criogénico y se midió su ángulo de flexión para evaluar la resistencia al choque del acero.Cabe señalar que el ensayo de flexión se realizó con la peor configuración de la muestra, de modo que el eje de flexión esté en la dirección longitudinal, lo que normalmente proporciona peores propiedades que el eje de flexión en la dirección transversal50,51.Sólo las muestras IA725 e IA735 fueron sometidas al ensayo de flexión ya que la muestra IA715-LN2 tiene una resistencia mucho menor que los aceros HPF.
Las pruebas de flexión de las muestras en condiciones WQed muestran que las muestras IA725-WQ e IA735-WQ tienen relaciones R/t de 2,6 y 5,3, respectivamente.La relación R/t se utiliza normalmente para la evaluación de la formabilidad de varios AHSS34,52 y el valor R/t más bajo indica una mejor formabilidad.La relación R/t de la muestra IA725-WQ es menor que la del acero martensítico de grado 1400 MPa conformable en frío (R/t = 4) e incluso la de los aceros de fase dual de grado 1000 MPa conformables en frío (R/t = 3) 34,52, lo que indica su buena formabilidad a temperatura ambiente.Por otro lado, el espécimen IA735-WQ tendría dificultades para conformarse en frío.
En el caso de las muestras tratadas criogénicamente, se realizaron pruebas de flexión y pruebas de tracción adicionales después de hornear las muestras a 170 °C durante 20 minutos para simular el calentamiento que ocurre en la línea de pintura de carrocería35,36,53, cuya razón para tal El tratamiento térmico se explica a continuación.Una vez que la lámina de acero se estampa hasta obtener un componente con forma neta, se somete a pintura seguida de curado, lo que se conoce como ciclo de horneado de pintura.Generalmente se realiza a 170 °C durante 20 min, lo que cambiaría las propiedades de los componentes.Se ha informado que el YS de los aceros HPF aumenta en aproximadamente 100 MPa mediante el endurecimiento por cocción34,35,36.La medición de los ángulos de flexión de las muestras tratadas criogénicamente después del proceso de horneado simulado muestra que las muestras IA725-LN2 e IA735-LN2 tienen ángulos de flexión de 82° y 76°, respectivamente, que son mucho mayores que los (55°) del 22MnB5. Acero HPF52, lo que demuestra la excelente resistencia al impacto del acero actual.La observación de la muestra de flexión IA725-LN2 fracturada sometida a horneado (Fig. 5b) muestra que la austenita en bloques aún se retiene sin transformarse en martensita, similar al resultado de la prueba de tracción realizada en la muestra IA725-LN2.Esta alta estabilidad mecánica de la austenita en la muestra cocida IA725-LN2 se debe presumiblemente a una mejora de la estabilidad de la austenita mediante la cocción54.Cabe señalar que incluso el espécimen IA735-LN2 muestra buena resistencia al choque después del tratamiento de horneado, aunque su conformabilidad a temperatura ambiente, la relación R/t, es menor que la de los aceros martensíticos conformables en frío que tienen un nivel de resistencia similar.
Como se mencionó anteriormente, se ha informado que hay un cambio en las propiedades de tracción de los aceros HPF al hornearse, lo que también podría ocurrir en el tipo de acero actual.Por lo tanto, las propiedades de tracción de las muestras IA725-LN2 e IA735-LN2 se evaluaron después de hornearlas a 170 °C durante 20 minutos.Muestra que, de hecho, hay un cambio en las propiedades de tracción, como se muestra en la Tabla 2. Después del horneado, las muestras IA725-LN2 e IA735-LN2 muestran aumentos en YS (en 71 MPa y 143 MPa para las muestras IA725-LN2 e IA735-LN2). , respectivamente) y el alargamiento (en un 6,9 % y 4,1 % para las muestras IA725-LN2 y IA735-LN2, respectivamente).Estudios previos demostraron que no hay cambios aparentes en la fracción de austenita en aceros TRIP de medio Mn sometidos a tratamientos de horneado29,30.Sin embargo, el análisis TEM de la muestra horneada IA725-LN2 muestra que hay una precipitación de carburo ε en la martensita (Fig. 6), lo que aumenta la resistencia de la martensita.Además, la división de los átomos de C de ferrita y martensita en austenita durante el horneado aumenta la resistencia de la austenita55.Ambos cambios en la microestructura conducirían a un aumento de YS después del horneado.Además, una mayor estabilidad mecánica de la austenita mediante la partición con C54,55 conduciría a un aumento en el alargamiento después del horneado, en contraste con el acero 22MnB5 HPF que muestra una disminución en el alargamiento después del horneado36,53.
Micrografías TEM que muestran la precipitación de partículas de carburo ε en la muestra recocida intercríticamente a 725 °C seguida de tratamiento criogénico y tratamiento de horneado.(a) Imagen de campo oscuro de partículas de carburo ε.(b) Imagen de alta resolución de partículas de martensita y carburo ε y sus correspondientes patrones de transformada rápida de Fourier.Círculo blanco: puntos de difracción de martensita en el eje de la zona [111].Círculo rojo: puntos de difracción de la primera variante de ε-carburo en el eje de la zona [\(2\overline{11 }0\) ].Círculo amarillo: puntos de difracción de la segunda variante de ε-carburo en el eje de la zona [\(2\overline{11 }0\) ].Las barras de escala en (a) y (b) corresponden a 20 nm y 2 nm, respectivamente.
En resumen, nuestros conceptos de diseño de aleación y procesamiento permiten el desarrollo de un acero con una excelente combinación de resistencia y conformabilidad, que son propiedades mutuamente contradictorias.Además, el acero desarrollado muestra una excelente resistencia a los choques, lo que es crucial para la seguridad de los pasajeros de los automóviles.Además, el acero desarrollado tiene una composición bastante similar a la de otros aceros TRIP comerciales y su ruta de procesamiento no implica una formación a alta temperatura que provoque interacciones dañinas entre el recubrimiento y los sustratos, por lo que se esperaría que el acero desarrollado ganara aceptación por parte de los fabricantes de automóviles. .
Todos los datos que respaldan los hallazgos de este estudio están disponibles a pedido del autor correspondiente.
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Este trabajo fue apoyado por la POSCO y el Programa de becas postdoctorales del Instituto Coreano de Ciencia de Materiales (KIMS) para jóvenes científicos del Consejo Nacional de Investigación de Ciencia y Tecnología (NST) en KIMS en Corea del Sur.
Instituto Coreano de Ciencia de Materiales, Changwon, República de Corea
Instituto de Graduados en Tecnología de Materiales Ferrosos y Energéticos, Universidad de Ciencia y Tecnología de Pohang, Pohang, República de Corea
A. Zargaran, TTT Trang y NJ Kim
Laboratorio Técnico POSCO, Gwangyang, República de Corea
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GP, JKO y NJK diseñaron experimentos;GP, AZ, JKO y TTTT llevaron a cabo experimentos;GP, AZ, JKO y NJK interpretaron los resultados;GP, AZ y NJK escribieron el artículo con comentarios de todos los coautores.
Correspondencia a A. Zargaran o NJ Kim.
Los autores declaran no tener conflictos de intereses.
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Park, G., Zargaran, A., Oh, JK et al.Superar el equilibrio entre resistencia y conformabilidad en aceros de alta resistencia mediante tratamiento criogénico.Informe científico 12, 15411 (2022).https://doi.org/10.1038/s41598-022-19521-w
DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-19521-w
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Revista internacional de tecnología de fabricación avanzada (2023)
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Informes científicos (Representante científico) ISSN 2045-2322 (en línea)
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