DEFORMACI N EN FR O DE FUNDICIONES ADI: TRANSFORMACI N MARTENSITICA

CONGRESO CONAMET/SAM 2004
DEFORMACIÓN EN FRÍO DE FUNDICIONES ADI:
TRANSFORMACIÓN MARTENSITICA
Lilian R. Navea1, Rodolfo L. Mannheim1, Jorge L. Garín1
1
Universidad de Santiago de Chile, Departamento de Ingeniería Metalúrgica. [email protected]
RESUMEN
La investigación y aplicaciones de las fundiciones nodulares austemperadas (fundiciones ADI) ha experimentado
en los últimos años un notable avance en el mundo industrializado, transformándose en un material de ingeniería
altamente competitivo. Las notables propiedades de estas fundiciones derivan de su matriz austenítica
estabilizada por carbono, austenita térmicamente estable durante el proceso de austenizado pero susceptible de
transformarse en martensita cuando se le somete a deformación plástica. El presente trabajo tiene como objetivo
estudiar el cambio de estructura de una fundición ADI causada por laminación en frío unidireccional. Las
muestras estudiadas fueron obtenidas de dos fundiciones nodulares, una sin aleante y otra aleada con Cu, Ni y
Mo. La primera etapa del proceso de austemperado se realizó austenizando las muestras 910ºC durante 80 min.
Luego se realizo la segunda etapa del tratamiento térmico, austemperado las muestras a 410 ºC durante 10 min.
las muestras sin aleantes y 120 min. las muestras con aleante Posterior al tratamiento térmico, las probetas
fueron deformadas entre 0 y 25% mediante laminación en frío. La cuantificación de fases se realizó mediante
difracción de rayos X y el estudio metalográfico mediante microscopía óptica y microscopía electrónica de
barrido. Los resultados obtenidos demuestran que la fase martensítica obtenida por deformación es una
estructura muy fina que evoluciona a una de mayor grosor a medida que aumenta la deformación de las
muestras.
Palabras claves: Fundición nodular austemperada, transformación martensítica, deformación en frío.
1. INTRODUCCIÓN
La búsqueda de materiales de bajo costo y buenas
propiedades mecánicas ha permitido un gran
desarrollo de las fundiciones nodulares austemperadas
(ADI). El creciente uso de las fundiciones ADI es
consecuencia directa de sus propiedades mecánicas,
las que exhiben una óptima combinación de
resistencia a la tracción, al desgaste y tenacidad; estas
características, junto a los menores costos de
producción en comparación
con los aceros,
simplificación del proceso de mecanizado de piezas y
reciclabilidad, convierten a este material en una
alternativa industrialmente válida y atractivamente
económica para reemplazar, en algunas aplicaciones,
a los aceros de baja aleación fundidos y forjados [1-8]
propiedades que pueden, mejorar, aún más, con un
buen control de su microestructura y el agregado de
elementos de aleación.
Las notables propiedades de la fundición ADI son
consecuencia de su estructura, el grafito se encuentra
en forma de nódulos y su matriz consiste de una
mezcla de dos fases, placas de ferrita y austenita
estabilizada, con total ausencia de carburos. La
estructura cúbica de cara centrada de la austenita es
responsable de la excelente ductilidad y tenacidad de
las fundiciones ADI, mientras que la fina dispersión
de ambas fases, ferrita y austenita, permiten explicar
la alta resistencia de la aleación [9] Por otra parte, la
adición de elementos de aleación tales como Cu, Mo y
Ni, mejoran aún más las propiedades mecánicas del
material, por cuanto su efecto combinado influye
favorablemente sobre la templabilidad de la aleación
[10,11]
El proceso de austemperado consiste de dos etapas de
tratamiento térmico, una etapa de austenización de
fundición esferoidal, que tiene por objeto obtener una
matriz austenítica, seguido de un enfriamiento rápido
hasta la temperatura de austemperado, en el rango de
temperaturas de 250 – 450 ºC, donde se mantiene el
material el tiempo necesario para que ocurra la
nucleación y crecimiento de las placas de ferrita a
partir de austenita, la reyección de carbono desde las
placas de ferrita, aumenta el contenido de carbono en
la matriz a valores entre 1,8 a 2.1 %, produciendo una
estabilización de la austenita a temperatura ambiente,
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esta estructura es conocida como ausferrita, para
tiempos mayores de tratamiento de austemperado, se
produce la descomposición de la austenita en ferrita y
carburos formándose bainita. La presencia de
cantidades significativas de silicio en las fundiciones
nodulares es responsable de suprimir la inmediata
formación de carburos de hierro en beneficio de
producir el producto intermedio, ausferrita [12]
A pesar que la austenita retenida es una fase estable a
temperatura ambiente, la martensita puede ser
inducida durante deformación plástica de la austenita,
principalmente por la buena ductilidad de ésta y por la
gran histéresis térmica que presentan las
transformaciones
no
termoelásticas,
esta
transformación posee a menudo un carácter explosivo
y tiene asociado un gran cambio de volumen. La
martensita producto de la deformación es una
estructura tetragonal distorsionada de cuerpo centrada
dura y frágil, que altera marcadamente la ductilidad, la
resistencia a la tracción y al desgaste de las ADI [1315]
El presente trabajo tiene como objetivo estudiar el
cambio de estructura de una fundición ADI causada
por laminación en frío unidireccional mediante
microscopía óptica, microscopía electrónica de barrido
y difracción de rayos X para cuantificar las fases
presentes en el material.
El tratamiento térmico consistió en una primera etapa
de austenización, en un horno tubular con atmósfera
controlada de argón a 910 ºC, durante 80 min y
posteriormente una etapa de austemperado en un baño
de sales a 410 ºC por 45 y 120 min para luego ser
enfriadas en agua a temperatura ambiente.
Las probetas fueron deformadas en un laminador de
rodillo, los porcentajes de deformación fueron entre 2
y 3 % por pasada, hasta el comienzo del agrietamiento
de las probetas.
La caracterización metalográfica de las probetas se
realizó en un microscopio óptico marca Zeiss, modelo
AXIOTECH y en un microscopio electrónico de
barrido marca JEOL, con una resolución máxima de 4
nm En modo S.E.I. Las probetas fueron lijadas,
pulidas y atacadas con Nital al 2% por un periodo de
tiempo de 8 a 12 seg.
La determinación cuantitativa de fases fue mediante
difracción de rayos X (Difractómetro marca
SIEMENS D500 con radiación característica de cobre
y monocromador de grafito) y con la utilización de los
algoritmos PROFILE, LATTICE y
LAZYPULVERIX.
Para determinar la dureza de la fundición nodular,
ADI y de las probetas deformadas se utilizó un
durómetro marca WILSON modelo MU, con una
carga de 3000 k y un identador de bola de 10 mm.
2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
Las probetas utilizadas se fabricaron a partir de una
fundición nodular sin aleante y otra aleada con Ni, Mo
y Cu. La preparación de la fundiciones se realizó en
un horno de inducción INDUCTOTHERM de 30 Kg
de capacidad, con crisol de alta alúmina, las coladas se
efectuaron en un molde tipo “Y” diseñado según la
norma A395, fabricado en resina fenólica
autofraguante de 25 mm de espesor. La composición
de las fundiciones nodulares, analizada por
espectrometría de emisión óptica, se entrega en tabla 1
3. RESULTADOS
La figura 1 presenta la microestructura de la fundición
nodular sin aleantes, probeta M1, donde se observa un
nódulo de grafito rodeado de ferrita y una matriz de
perlita fina.
Tabla I: Composición química (% en peso) de las
aleaciones utilizadas
C
Si
Mn
P
Cu
Ni
Mo
Mg
M1
3.47
2.49
0.37
0.01
0.02
0.02
0.01
0.02
M2
3.49
2.50
0.37
0.01
0.96
1.97
0.09
0.02
0.01 mm
De los bloques Y obtenidos, se dimensionaron las
probetas para el tratamiento térmico, análisis
microestructural y deformación por laminación, las
dimensión inicial de estas probetas fue de 10*10*55
mm.
Figura 1: Microestructura fundición nodular sin
aleantes, atacada con Nital al 2%, 1000X
La figura 2 correspondiente a la microestructura de la
fundición nodular con aleantes, probeta M2, se puede
apreciar un nódulo en una matriz perlítica, sin
presencia de ferrita, debido a la presencia de los
elementos aleantes.
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En la tabla II se entrega la cuantificación de fases de
las probetas ADI, podemos apreciar la presencia de
martensita en la probeta M2, debido a la adición de
níquel, este elemento promueve una microestructura
más gruesa de la fundición nodular, por lo tanto hay
mayor segregación de carbono cuando se realiza la
etapa de austemperado, quedando zonas de austenita
medianamente estabilizadas, por lo tanto, se genera
martensita cuando la aleación se enfría a temperatura
ambiente.
(b)
Figura 2: Microestructura fundición nodular (a) sin
aleantes (b) con aleantes, atacada con Nital al 2%,
1000X
El grafito es nodular tipo I en ambas probetas, con una
densidad de nódulos de 125 nod/mm2 y con
porcentajes de nodularidad entre 95 y 100 %.
La figura 3 muestra la microestructura de las
fundiciones ADI inducidas por tratamiento térmico de
las fundiciones nodulares.
Tabla II: Cuantificación de fases, fundiciones ADI
(% peso)
Grafito
Ferrita
Austenita
Martensita
M1
12.28
51.81
35.91
-
M2
12.13
35.60
42.89
12.14
La figura 4 presenta microestructuras de las probetas
M1 y M2 deformadas un 24 %, es posible apreciar la
presencia de finas agujas de martensita en la probeta
M2 en la zona cercana a la grieta, en esta zona hay una
mayor cantidad de transformación martensítica debido
a la concentración de esfuerzos que produce la
deformación en frío.
0.01 mm
0.01 mm
(a)
(a)
0.01 mm
(b)
Figura 3: Microestructura de ausferrita
(a) Probeta M1 (b) Probeta M2
Nital al 2%, 1000X
0.01 mm
(b)
Figura 4: Microestructura con 24 % de deformación
(a) Probeta M1 (b) Probeta M2,
Nital al 2%, 1000X
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En la tabla III se muestra la cuantificación de fases de
las probetas deformadas un 24%, el mayor porcentaje
de martensita de la probeta M2 es producto del mayor
porcentaje de austenita estabilizada y de la martensita
inicial que tenía esta probeta, este mayor porcentaje
permite que las placas de martensitas puedan ser
observadas por MEB.
En las micrografías de la figura 6, se observa una
microestructura de ferrita acicular en una matriz
austenitica/martensítica, más gruesa que las
observadas en figura 4. En estas micrografías se
aprecian las agujas de martensita en los granos
austeníticos.
Los porcentajes de ferrita son aproximadamente
constantes, ya que esta fase no experimenta ningún
tipo de transformación cuando las probetas son
sometidas a deformación
Tabla III: Cuantificación de fases.
Probetas deformadas (% peso)
Grafito
Ferrita
Austenita Martensita
M1
12.28
52.01
22.72
12.99
M2
12.13
35.14
29.91
22.82
5 µm
La tabla IV resume la medición de dureza realizada a
las probetas ADI y deformadas, podemos observar que
la probeta M2 tiene mayor dureza, lo que concuerda
con su mayor contenido de martensita, porcentaje que
fue determinado por difracción de rayos X, además
esta aleación esta aleada con níquel y este elemento es
uno de los principales agentes endurecedores de las
fundiciones nodulares.
(a) 3500 X
Tabla IV: Durezas (HB)
Deformación
Nodular
ADI
(24%)
M1
321
269
415
M2
285
341
477
Las figuras 5 y 6 muestran micrografías de las
probetas M1 y M2 respectivamente, deformada un
24%, mediante microscopía electrónica de barrido. Se
puede observar claramente en la figura 5, una
estructura de ferrita acicular en una matriz de austenita
retenida, esta estructura es mucho más fina que la
presentada por la probeta M2, como se puede apreciar
en figura 6.
Las micrografías de la probeta M1 no revelan la
presencia de martensita, probablemente, debido a la
menor concentración de esta fase.
2μm
(b) 10000 X
Figura 5: Micrografía de la probeta M1
Atacada con al Nital 2%
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4. CONCLUSIONES
1.
La microestructura resultante de las fundiciones
nodulares es directa consecuencia del agregado de
aleantes, a pesar de su bajo contenido, la adición
de cobre, níquel y molibdeno producen una
matriz perlítica, sin presencia de ferrita.
2.
Los elementos aleantes tienen un efecto
sumamente claro sobre los tiempos de formación
de ausferrita, desplazando hacia la derecha el
tiempo de inicio y término de la reacción de
austemperado.
3.
El níquel es un efectivo elemento endurecedor de
las fundiciones austemperadas, las probetas
sufrieron agrietamiento durante la laminación
cuando los porcentajes de deformación superaron
el 20%, además produce importantes cantidades
de martensita durante el tratamiento de
austemperado.
4.
La deformación plástica en las fundiciones ADI
produce una disminución de la cantidad de
austenita estabilizada, aumentando su dureza
debido a la presencia de martensita.
5.
La difracción de rayos X es una poderosa
herramienta en la cuantificación de componentes
microestructurales
de
las
fundiciones
austemperadas, ya que la presencia de martensita
no siempre se puede revelar por microscopia
óptica o electrónica de barrido.
5μm
(a) 5000 X
2μm
(b) 10000 X
5. REFERENCIAS
[1] Mondaca O. J, Spicacci R. H, Sikora J. A,
Machinability of austempered ductile iron, AFS
Transactions, 10, 1998, pp. 39 – 45
[2] Rundman K, Proceeding
of the
World
Conference on Austempered Ductile Iron, 1991.
1µm
Figura 6: Micrografía de la probeta M2
Atacada con Nital 2%
[3] C. M. Burker, D. J. Moore, K. B. Rundman, AFS
Transactions, 106, 1998, pp 91-97
[4] D. C. Wen, T. S. Lei, Materials Transactions JIM,
40, 1999, pp 980-988
[5] F. B. Waanders, S. W. Vorster, M. J. Vorster,
Hyperfine International, 112, 1998, pp 143-146
CONGRESO CONAMET/SAM 2004
[6] D. Krishnaraj, S. Seshan, AFS
1995, pp. 767-776
Transactions, 103,
[7] T. S. Shih et al. AFS Transactions, 99 , 1991, pp 793808
[8] J. L. Garin and R. L. M. Z. Metallkd, 91, 2000, pp.
842
[9] P. P. Rao, S. K. Putatunda, Metallurgical and
Materials Transactions A, 28A , 1997, pp 1457-1470.
[10] Sim B. T, Elliot R. Influence of alloying additions on
austempering kinetics of compacted graphite cast iron,
Materials Science and Technology, 14, 1998, pp. 8996
[11] Yu S. K. Et al, The efect of molybdenum, copper and
nickel on the microstructure, hardness and
hardenability, AFS Transactions, 97, 1986, pp. 557
[12] Jagadeesha A, Venugopalan D., Microestructural
Development and Austempering Kinetics of Ductile
Iron
During
Thermomechanical
Processing,
Metallurgical and Materials Transactions A, 31 A,
2000, pp. 2575-2585
[13] Nofal, A. A, Nasr El-Din H, Ibrahim M. M, Cold
rolling of austempered ductile iron, Sience and
Processing of Cast Iron, 2002
[14] Garin J, Mannheim R. Strain-induced martensite in
ADI alloys, Journal of Materials Processing
Technology, 2003; 143: 347-351
[15] Vuorinen J.J. Strain Hardening Mechanism and
Characteristics of Austempered Ductile Iron, AFS
Transactions, 1998, 100: 91-97
AGRADECIMIENTOS
Los autores expresan su agradecimiento a la
Universidad Santiago de Chile y al proyecto
FONDECIT Nº 1990866 por el importante apoyo
institucional y financiero para la realización de este
trabajo.