PROPIEDADES DE IMPACTO Y DESGASTE DE FUNDICIONES ESFEROIDALES PARCIALMENTE ACOQUILLADAS

Jornadas SAM – CONAMET – AAS 2001, Septiembre de 2001
189-196
PROPIEDADES DE IMPACTO Y DESGASTE DE FUNDICIONES
ESFEROIDALES PARCIALMENTE ACOQUILLADAS
M.R. Martínez Gamba, R.A. Martínez y R.C. Dommarco
Grupo Tribología, Fac. Ingeniería
Div. Metalurgia – INTEMA - UNMdP
Av. J.B.Justo 4302 – B 7608 FDQ Mar del Plata - Argentina
e-mail: [email protected]
RESUMEN
En el presente trabajo se evalúa la resistencia al desgaste y al impacto de fundiciones
esferoidales parcialmente acoquilladas, obtenidas mediante la utilización de enfriadores en el
molde. Se realizó, además, el análisis microestructural, el relevamiento de los perfiles de
dureza y del porcentaje de carburos en función de la distancia al enfriador y se caracterizaron
las superficies de fractura mediante microscopía electrónica de barrido. Se estudiaron dos
aleaciones, variando el porcentaje de silicio y/o carbono en la aleación, obteniéndose
diferentes grados de acoquillamiento o precipitación de carburos. Se observó, que bajo las
condiciones de ensayo empleadas (norma ASTM G 65), la resistencia al desgaste mejora con
el tratamiento superficial empleado, obteniéndose valores de resistencia al desgaste por
abrasión superiores a los observados para la misma microestructura de la matriz sin
acoquillar. Por su parte, los valores de resistencia al impacto obtenidos, permiten conocer la
respuesta del tratamiento estudiado, y disponer de valores de referencia para futuras
aplicaciones.
Palabras claves
Fundición de hierro, Enfriamiento Rápido, Carburos, Impacto, Desgaste, Abrasión
INTRODUCCION
Una de las técnicas empleadas para la fabricación y reparación de elementos mecánicos
de acero, sometidos a desgaste por abrasión, es la utilización de la refusión o aporte de capas
duras, generando una importante presencia de carburos en las mismas. Si bien esta técnica es
generalmente efectiva frente a determinados tribosistemas, la profundidad afectada es limitada
y posee un costo elevado. Cuando el material base utilizado es la fundición de hierro, la
técnica de aporte presenta problemas de fisuración y adhesión.
Sin embargo, la metalurgia de las fundiciones muestra que si la velocidad de
enfriamiento durante la solidificación de una fundición con grafito libre se incrementa, existe
una tendencia a la precipitación de carburos (acoquillado), cuya dureza le confiere al material
buena resistencia a la abrasión. La velocidad de enfriamiento en la solidificación puede
controlarse (aumentarse) mediante el uso de enfriadores ubicados estratégicamente en el
molde de colada. Además, el control de la microestructura de la matriz, mediante una
adecuada selección de los elementos de aleación, permite obtener una resistencia al desgaste
satisfactoria, posibilitando la eliminación del tratamiento térmico posterior, lo que resulta en
una importante reducción del costo de producción. Si bien es ampliamente reconocido que la
presencia de carburos tiende a aumentar la resistencia al desgaste, esta posibilidad está
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Martínez Gamba, Martínez y Dommarco
íntimamente ligada a la dureza, forma, tamaño, fracción en volumen, distribución, cohesión
con la matriz, etc. [1]
La tecnología actual, permite la práctica de tratamientos superficiales por refusión sobre
la fundición de hierro con grafito libre, mediante láser, TIG, arco transferido por plasma, etc.,
que promueven la precipitación de carburos, eliminando total o parcialmente el grafito libre.
El uso de la refusión por arco transferido por plasma en la fundición laminar fue
estudiada por Dai, et al. [2], observando que el volumen de carburos de hierro precipitados y
la dureza, hasta 460 - 570 HV (46-53 HRC), aumentan con la disminución del contenido de
Si. En un trabajo posterior [3] se obtuvieron superficies tratadas por refusión de 2 - 5 mm de
profundidad con valores de dureza de hasta 720 HV (63 HRC), observándose que la tasa de
erosión disminuye un ~35% para ángulo de 30°, mientras que aumenta un ~22% a los 90°.
También se utilizó el proceso TIG de refusión [4] para obtener el endurecimiento superficial
de fundición gris, observándose que la tasa de desgaste por abrasión se reduce al ~25% en un
sistema tipo tambor. El estudió de la resistencia al desgaste por abrasión, en un sistema pinon-disk, de fundición nodular acoquillada [5], mostró que la resistencia aumenta con el
contenido de Ni en la aleación y con la velocidad de enfriamiento, es decir con el contenido
de la fase carburo.
Sin embargo, gracias a la flexibilidad característica del proceso de fabricación de piezas
en fundición de hierro, es posible obtener estructuras acoquilladas, directamente de colada,
mediante el uso de enfriadores. Con esta técnica se obtiene una mayor profundidad de
acoquillamiento, muy superior a la observada en los procesos de refusión [6], siendo
ventajoso en aplicaciones especiales. El desarrollo de esta técnica de fabricación, permite
mejorar selectivamente las propiedades, aumentando la resistencia al desgaste en la superficie
y manteniendo un núcleo con aceptable tenacidad.
Si bien la bibliografía muestra trabajos relativos al estudio de la resistencia al desgaste
[7] y la tenacidad a la fractura [5] de la fundición nodular acoquillada con tratamiento
posterior de austemperado, no existen reportes sobre estudios de resistencia al desgaste y al
impacto de fundición nodular en estado “as-cast”. La combinación de estas propiedades,
resulta de importancia en aquellas aplicaciones que combinan solicitaciones de impacto y
desgaste, siendo necesario, conocer la respuesta frente a este tipo de solicitación y, además,
disponer de valores de referencia comparativos para el diseño.
En el presente trabajo se estudiará la resistencia al desgaste e impacto de dos aleaciones
de fundición esferoidal, una hipoeutéctica sin alear y otra eutéctica, aleada con Cr, Ni y Cu.
METODOLOGIA EXPERIMENTAL
Las coladas empleadas fueron obtenidas en la Planta Piloto de la Div. Metalurgia INTEMA, con un horno de inducción de 3 KHz y 55 kg de capacidad. La nodulización e
inoculación se realizó utilizando métodos convencionales, en cuchara de 40 kg con bolsillo de
nodulización. La Figura 1 muestra el diseño del modelo de placa utilizado [5, 7] para la
extracción de muestras, el mismo es moldeado utilizando un enfriador de cobre en el extremo
de 37x37x200 mm. La placa obtenida de 25x180x225 mm, permite la extracción de secciones
paralelas al enfriador de 25x180x12 mm de espesor, correspondientes a zonas que son
identificadas desde la 1 (contra el enfriador) y avanzando hacia el interior como 2, 3, 4 y 5.
La composición química de las coladas obtenidas, denominadas en adelante C1 y C2, se
verificó mediante espectrometría de emisión óptica por chispa. Los valores medidos se listan
en la Tabla I.
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Tabla 1. Porcentaje de los elementos de aleación de las coladas C1 y C2,
estudiadas en el presente trabajo. CE, carbono equivalente.
Muestra
C
Si
Mn
Mg
Cu
Cr
Ni
S
P
CE
C1
3,32
1,77
0,18
0,05
0,06
--
--
0,02
1,01
3,91
C2
3,42
2,90
0,56
0,06
0,62
0,47
0,61
0,02
0,07
4,38
Figura 1. Esquema del modelo y enfriador de cobre utilizados, mostrando
los cortes realizados para la extracción de muestras, zonas 1 a 5.
La preparación de las muestras para su observación al microscopio óptico, se realizó
aplicando las técnicas convencionales de corte, desbaste y pulido mecánicos y el ataque
químico con Nital 2%. Se cuantificó la presencia de carburos utilizando un software para el
análisis de imágenes, destacando la fase carburo, respecto de la matriz, mediante el ataque
químico con persulfato de amonio.
Se relevaron los perfiles de dureza en función de la distancia desde la superficie
acoquillada, empleando el método Rockwell C.
Los ensayos de desgaste por abrasión se realizaron en el laboratorio del Grupo
Tribología, de acuerdo a la norma ASTM G 65-94 [8], utilizando el procedimiento A. El
desgaste relativo, E, se calculó a través del cociente entre la variación de peso del material de
referencia, acero SAE 1010, y la variación de peso del material bajo estudio.
La resistencia al impacto fue medida en las diferentes zonas de las placas coladas, de
donde fueron extraídas las probetas prismáticas de 10x10x55 mm, sin entalla. Los ensayos se
llevaron a cabo utilizando un equipo Fractovis – High Energy 6785, con un sistema de
adquisición de datos DAS 4000 Win.
Las superficies de fractura fueron examinadas mediante microscopía electrónica de
barrido (SEM).
RESULTADOS Y DISCUSION
Caracterización microestructural y resistencia al desgaste
La Figura 2 muestra las microestructuras “as cast” obtenidas para las coladas C1 y C2, a
diferentes distancias del enfriador. En la colada C1 se observa una importante precipitación de
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carburos cerca del enfriador, 37% a 2mm (Fig. 2a), disminuyendo hasta un valor estable más
allá de los 36mm(≈10%), como se observa en la Figura 3. El resto de la matriz resultó
perlítica cerca del enfriador, en tanto que en zonas más alejadas, se observó la presencia de
ferrita tipo “bull-eye”, a la vez que el conteo nodular pasa de 1140 a 400 nod/mm2, Figs. 2a y
2c, respectivamente.
a) C1, Zona 1
e) C2, Zona 1
b) C1, Zona 2
f) C2, Zona 2
c) C1, Zona 3.
g) C2, Zona 2
Figura 2. Microestructuras “as cast” obtenidas en las coladas C1 y C2, a
diferentes distancias del enfriador
50 μm
En la colada C2, el contenido de carburos fue de ≈16% a 2 mm, mientras que los
valores estabilizados, lejos del enfriador, resultaron similares a los de C1, ≈10% a 36mm,
Figs. 2e y 2g, respectivamente. En todas las zonas analizadas además de los carburos, la
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matriz resultante fue del tipo perlítica, mientras que el conteo nodular varía desde ≈1250 a
300 nod/mm2 cuando se pasa de 2 a 36mm del enfriador.
Los resultados detallados del análisis cuantitativo de la microestructura se encuentran
listados en la Tabla 2, mientras que la Figura 3 grafica la variación del contenido de fase
carburo en función de la distancia al enfriador.
La dureza de ambas coladas se observa en la Figura 4, observándose que la misma varía
desde un máximo de 39 HRC, para estabilizarse en ≈20 HRC lejos del enfriador para C1,
mientras que para C2 la máxima dureza fue de 38 HRC, con un valor estabilizado en ≈29
HRC, más allá de los 25 mm.
Tabla 2. Valores de energía, porcentaje de carburos, dureza , conteo nodular
y tipo de matriz, medidos para las diferentes zonas evaluadas.
Zona
[mm desde
enfriador]
Energía
[J]
Carburos
[%]
Dureza
[HRC]
Conteo
[nod/mm2]
Matriz
C1
C2
C1
C2
C1
C2
C1
C2
C1
C2
1 – [0 a 12]
9
12
37
16
39
38
1140
1250
P
P
2 – [12 a 24]
12
18
23
16
32
32
675
600
P
P
3 – [24 a 36]
17
20
17
14
23
30
400
320
P+F
P
4 – [36 a 48]
50
40
10
10
21
30
375
280
P+F
P
5 – [48 a 60]
56
45
11
11
20
29
375
280
P+F
P
La Figura 5 muestra los resultados obtenidos en los ensayos de desgaste por abrasión.
Los mismos están expresados como la resistencia al desgaste relativo (E) en función de la
distancia al enfriador. Para la colada C1, se observa claramente que la resistencia al desgaste
sigue una tendencia similar a la observada, tanto para la distribución de carburos como en la
variación de la dureza. Sin embargo, para la colada C2, el comportamiento parece ser atípico,
ya que en este caso la resistencia al desgaste aumenta para las zonas alejadas del enfriador, o
de menor dureza y conteo nodular.
Cuando se comparan ambas curvas, la resistencia de C1 resultó superior en las zonas
adyacentes al enfriador, mientras que a partir de la zona 3 la colada C2 es la que presenta una
respuesta más satisfactoria.
Mientras que en las zonas 1 y 2 prevalece la elevada presencia de carburo de hierro de
la colada C1, a mayor distancia del enfriador (zonas 3, 4 y 5) lo hace la estructura perlítica de
la colada C2, sumada a los carburos aportados por la aleación con cromo. Debe tenerse en
cuenta que, aún cuando el contenido de fase carburo es mayor cerca del enfriador, la respuesta
de segundas fases depende de su dispersión, tamaño, cohesión con la matriz, etc.
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Martínez Gamba, Martínez y Dommarco
40
5
% de carburos
Resistencia al desgaste - E
C1
C2
35
30
25
20
15
10
5
4
3
2
C1
C2
1
0
0
10
20
30
40
50
60
0
Distancia desde el enfriador [ mm ]
10
20
30
40
50
Distancia desde el enfriador [ mm ]
Figura 3. Cantidad de carburos en la matriz
Figura 5. Resistencia al desgaste relativo
70
40
C1
C2
Zona 5
60
Energía absorbida [ J ]
35
HRC
30
25
20
50
Zona 4
40
30
Zona 3
Zona 2
20
10
Zona 1
0
15
-10
0
10
20
30
40
50
60
70
0.0
Figura 4. Perfil de dureza
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
tiempo [ mseg ]
Distancia desde el enfriador [ mm ]
Figura 6. Variación temporal de la energía
Ensayos de impacto
Los valores de energía absorbida en el ensayo de impacto se listan en la Tabla 2, siendo
posible observar el comportamiento relativo entre las coladas C1 y C2. La colada C1 absorbe
menos energía que la C2 en zonas próximas al enfriador, mientras que la misma presenta
valores más altos en zonas alejadas.
La Figura 6 muestra los resultados obtenidos mediante ensayos instrumentados
realizados sobre probetas de la colada C1. Se aprecia claramente, como las zonas 1, 2 y 3
absorben menos energía que las zonas 4 y 5. Esto se debe al elevado contenido de carburo y
perlita de las primeras, mientras que las segundas presentan matriz ferrítico-perlítica con
menor contenido de carburos.
Por otra parte, las curvas correspondientes a las zonas 1 y 2 muestran como la energía
de fractura es alcanzada en forma lineal, mientras que en las zonas 3, 4 y 5, esta es alcanzada
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como una suma de un comportamiento lineal y otro no-lineal. Este comportamiento no-lineal
es debido a la presencia de deformación plástica en el proceso de fractura.
La forma de las curvas Energía vs. Tiempo de la Figura 6 son indicativas de la historia
de deformación del proceso de fractura de la probeta. La interpretación se puede realizar
considerando el aumento lineal de absorción de energía como a un período elástico. Las
posibles fluctuaciones resultantes al final de la etapa lineal no están ligadas a las propiedades
del material, sino que son causadas por las cargas inerciales del impactador al golpear la
muestra. Aumentos posteriores de energía previos a la energía máxima, producen la
deformación plástica. Se presenta aquí una ventaja del ensayo instrumentado frente al péndulo
convencional, ya que el valor de la energía total (ET) por si sólo no es indicativo del
comportamiento del material, dado que no permite discernir las energías necesarias para la
iniciación (EI) y la propagación (EP) de fisuras.
Las superficies de fractura del material estudiado muestran, como es de esperar, que el
mecanismo de fractura predominante es clivaje. Sin embargo, es posible observar diferencias
entre las zonas 1 de las coladas C1 y C2 en las Figuras 7 y 8 respectivamente. La superficie de
la Fig.7 (colada C1) muestra una fractura más plana que la zona 1(Fig. 8) de la colada C2 y
esto está probablemente ligado al más alto porcentaje de carburos en esta zona para la colada
C1.
25 μm
25 μm
Figura 7. Zona 1. Colada C1
Figura 8. Zona 1. Colada C2
CONCLUSIONES
¾ La utilización de un enfriador de cobre en el extremo de la placa permitió
obtener un enfriamiento rápido en la zona cercana al mismo, promoviendo
microestructuras de alta dureza resistentes al desgaste.
¾ La colada C2 mostró un comportamiento atípico, ya que la resistencia al
desgaste aumentó para las zonas alejadas del enfriador, o de menor dureza y
menor conteo nodular.
¾ Se obtuvieron valores de referencia comparativos para el diseño de componentes
que combinan solicitaciones de impacto y desgaste realizados en fundición
nodular en estado “as-cast”.
¾ El ensayo de impacto instrumentado permitió distinguir una zona lineal y otra no
lineal que se puede dividir a la curva energía – tiempo en, asociadas estas a la
matriz.
¾ Resultará de interés en trabajos futuros profundizar los estudios de los
mecanismos involucrados en el desgaste y el impacto de este tipo de materiales.
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Martínez Gamba, Martínez y Dommarco
REFERENCIAS
1
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Dai,W.S.; Lui,T.S.; Chen,L.H.; 1999, “Characteristics of surface remelted hardfacing
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Hemanth, J.; 2000, “Wear characteristics of austempered chilled ductile iron,” Wear, 21,
139-148.
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Fundicion Nodular Parcialmente Acoquillada,” Jornadas Metalúrgicas SAM 2000, Univ. Nac.
del Comahue, Neuquén, Agosto 2000.
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Hemanth, J.; 1999, “Fracture toughness of austempered chilled ductile iron,” Materials
Science and Technology, 15, pp.878-884.
8
ASTM G65-94, Standard Test Method for measuring abrasion using the Dry sand rubber
wheel abrasion test, 1993.
2
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