UNIVERSIDAD DE SANTIAGO DE CHILE

UNIVERSIDAD DE SANTIAGO DE CHILE FACULTAD DE INGENIERÍA DEPARTAMENTO DE INGENIERIA METALÚRGICA ESTUDIO DE LA RESISTENCIA AL DESGASTE ABRASIVO Y EROSI...
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UNIVERSIDAD DE SANTIAGO DE CHILE FACULTAD DE INGENIERÍA DEPARTAMENTO DE INGENIERIA METALÚRGICA

ESTUDIO DE LA RESISTENCIA AL DESGASTE ABRASIVO Y EROSIVO DE FUNDICIONES NODULARES AUSTEMPERADAS (ADI)

CARLOS LEONARDO CANCINO TAPIA

Profesor Guía: Santiago Raúl Riveros López

“Trabajo

de

Titulación

presentado

en

conformidad a los requisitos para obtener el Título

de

Metalurgia”

Santiago de Chile 2015

Ingeniero

de

Ejecución

en

©Carlos Cancino Tapia

Se autoriza la reproducción parcial o total de esta obra, con fines académicos, por cualquier forma, medio o procedimiento, siempre y cuando se incluya la cita bibliográfica del documento.

i

AGRADECIMIENTOS

Este trabajo es el resultado de un período extenso de aprendizaje que se inició allá en el 2011. No hubiese sido posible comenzar y completarlo sin el apoyo de mis padres, Carlos y Nuvia. Son ellos quienes hicieron posible todo esto. Estuvieron siempre entregándome los mejores consejos, apoyo, amor y comida rica –algo no menor cuando te mudas a otra ciudad-. Vanessa, mi hermana, y Dominga, su hija y mi sobrina, estuvieron siempre como una fuente incondicional de amor y motivación para continuar, les agradezco enormemente. Quisiera agradecer al Profesor Santiago Riveros y su ayudante Don Claudio Gómez, ambos se convirtieron en personas muy importantes durante la investigación. Siempre preocupados por ayudarme y entregar una mano cuando lo requerí, aconsejarme y enseñarme. Siento una enorme admiración por el trabajo que realizan y por las ganas honestas de entregar los conocimientos que un día recibieron. Agradecer a mis amigos. A mis compañeros que se convirtieron en buenos amigos. A todos ellos, por haber estado apoyando de una u otra manera, ya sea en forma de música, risas, conversaciones de madrugada o sólo en silencio, acompañando.

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RESUMEN Dos tipos de fundición nodular fueron utilizadas para la presente investigación. La composición química, temperatura y tiempo de austemperado fueron consideradas como las principales variables determinantes de las propiedades de las Fundiciones Nodulares Austemperadas (Austempered Ductile Iron; ADI). Los dos tipos de fundición nodular difieren en su contenido de silicio, manganeso, níquel y cobre. Ambas fueron austenitizadas a 900 °C durante 30 minutos y, en seguida, fueron austemperadas a 350 y 400 °C durante 2, 8 y 16 minutos, respectivamente. Los efectos de las variables de composición química y austemperado sobre la resistencia al desgaste y propiedades mecánicas fueron investigados como una función de la temperatura y tiempo de austemperado. Las variables de proceso involucradas en el austemperado, observadas en este estudio, juegan un rol muy importante en el desarrollo de las propiedades en las distintas fundiciones nodulares. Micrografías ópticas fueron realizadas para observar la microestructura de las ADI. Se realizaron ensayos de desgaste bajo norma ASTM G65 y ensayos de impacto de partículas sólidas a alta velocidad bajo norma ASTM G76. La resistencia al desgaste abrasivo y erosivo fue relacionada con la matriz ausferrítica. Se observó que la presencia en mayor medida de austenita retenida mejoró notablemente la resistencia al desgaste erosivo, mientras que, la resistencia al desgaste abrasivo se comportó como una propiedad intrínseca de la dureza. Además, se encontró que las fundiciones aleadas con cobre (0,8%), níquel (0,6%) y manganeso (0,36%), tienen una mejor respuesta al desgaste erosivo. Las fundiciones aleadas con silicio (2,44%) y manganeso (0,86%), tuvieron una mejor respuesta al desgaste abrasivo. Conjuntamente, se realizaron mediciones de índice de endurecimiento Meyer (n y A) y estimación de curvas reales de fluencia por ensayos de compresión; método de D. Tabor. Se observó que la resistencia a la tracción aumentó para temperaturas de austemperado menores. Igualmente, la ductilidad mejoró para tiempos más extensos de austemperado.

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TABLA DE CONTENIDOS CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN

1

1.1 OBJETIVOS .................................................................................................................................. 2 1.1.1 Objetivo General ------------------------------------------------------------------------------------------------- 2 1.1.2 Objetivos Específicos ------------------------------------------------------------------------------------------- 2 CAPÍTULO 2. ANTECEDENTES TEÓRICOS

3

2.1 FUNDICIONES GRISES NODULARES (2) .............................................................................................. 3 2.2 INFLUENCIA DE LA COMPOSICIÓN QUÍMICA EN LAS FUNDICIONES ............................................................ 5 2.3 AUSTENITIZACIÓN DE FUNDICIONES NODULARES ................................................................................. 6 2.4 AUSTEMPERADO DE FUNDICIONES NODULARES (ADI) .......................................................................... 7 2.5 TEMPLABILIDAD Y AUSTEMPERABILIDAD DE FUNDICIONES NODULARES ................................................. 11 2.6 DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICAS PARA FUNDICIONES NODULARES AUSTEMPERADAS ....... 15 2.7 PROPIEDADES MECÁNICAS DE LAS FUNDICIONES NODULARES AUSTEMPERADAS.................................... 17 2.8 FUNDAMENTOS DE DESGASTE ......................................................................................................... 19 2.8.1 Fundamentos de desgaste abrasivo ---------------------------------------------------------------------- 19 2.8.2 Fundamentos de desgaste erosivo ------------------------------------------------------------------------ 19 2.9 DUREZA MEYER Y RELACIÓN ENTRE LA DUREZA Y LA CURVA REAL DE FLUENCIA, MÉTODO DE D. TABOR .. 22 2.10 CONSIDERACIONES DE LA REVISIÓN BIBLIOGRÁFICA ........................................................................... 25 CAPÍTULO 3. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 3.1 3.2 3.3 3.4 3.5 3.6 3.7 3.8 3.9 3.10 3.11 3.12

29

INTRODUCCIÓN .............................................................................................................................. 29 COMPOSICIÓN QUÍMICA DE LAS FUNDICIONES NODULARES .................................................................. 29 DESCRIPCIÓN DE LAS VARIABLES ESTUDIADAS .................................................................................. 30 CARACTERIZACIÓN DE LAS PROBETAS .............................................................................................. 31 TRATAMIENTO TÉRMICO .................................................................................................................. 32 ANÁLISIS METALOGRÁFICO .............................................................................................................. 33 ANÁLISIS DE DUREZA ...................................................................................................................... 34 CONTROL DE MASA ........................................................................................................................ 35 ENSAYO DE DESGASTE POR ABRASIÓN ASTM G65 ........................................................................... 35 ENSAYO DE DESGASTE POR EROSIÓN BASADO EN LA NORMA ASTM G76 ............................................ 37 DETERMINACIÓN DEL ÍNDICE DE ENDURECIMIENTO O MEYER, N, POR CONFORMADO EN FRÍO. ................. 39 ENDURECIMIENTO POR DEFORMACIÓN EN FRÍO. ................................................................................ 41

CAPÍTULO 4. RESULTADOS Y DISCUSIONES

42

4.1 INTRODUCCIÓN .............................................................................................................................. 42 4.2 DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIÓN TTT/CCT ................................................................................... 42 4.3 CUANTIFICACIÓN PREDICTIVA DE AUSTENITA RETENIDA ...................................................................... 44 4.4 RESULTADOS DE DUREZA ............................................................................................................... 46 4.5 ANÁLISIS METALOGRÁFICO .............................................................................................................. 47 4.5.1 Estado de colada----------------------------------------------------------------------------------------------- 47 4.5.2 Fundición nodular tipo A ------------------------------------------------------------------------------------- 49 4.5.3 Fundición nodular tipo A austemperada a 400°C ------------------------------------------------------ 50 4.5.4 Fundición nodular tipo A austemperada a 350°C------------------------------------------------------ 51 4.5.5 Fundición nodular tipo B ------------------------------------------------------------------------------------- 52 4.5.6 Fundición nodular tipo B austemperada a 400°C ------------------------------------------------------ 53 4.5.7 Fundición nodular tipo B austemperada a 350°C ------------------------------------------------------ 55 4.6 ENSAYO DE DESGASTE ASTM G65 ................................................................................................. 56 4.6.1 Probetas ADI sin deformación superficial previa------------------------------------------------------- 56 4.6.2 Probetas ADI con deformación superficial previa------------------------------------------------------ 58 4.7 ENSAYO DE EROSIÓN A ALTA VELOCIDAD BASADO EN NORMA ASTM G76 ............................................ 60 4.8 DETERMINACIÓN DEL ÍNDICE DE MEYER, N, Y RESISTENCIA A LA PENETRACIÓN, A ................................. 64 4.9 ESTIMACIÓN DE LA CURVA REAL DE FLUENCIA ................................................................................... 65 4.10 ESTIMACIÓN DE ENDURECIMIENTO POR DEFORMACIÓN ....................................................................... 76 CAPÍTULO 5. CONCLUSIONES

78

CAPÍTULO 6. BIBLIOGRAFÍA

79

CAPÍTULO 7. ANEXO I

81

iv

ÍNDICE DE TABLAS TABLA 2.1 PROPIEDADES MECÁNICAS MÍNIMAS REQUERIDAS PARA LOS GRADOS DE FUNDICIÓN NODULAR AUSTEMPERADA (ASTM A897)

7

TABLA 2.2 RESUMEN DE LAS PROPIEDADES MECÁNICAS DE LAS FUNDICIONES NODULARES AUSTEMPERADAS.

18

TABLA 3.1 RESULTADOS DE LOS ANÁLISIS QUÍMICOS DE LA FUNDICIÓN NODULAR TIPO A

30

TABLA 3.2 RESULTADOS DE LOS ANÁLISIS QUÍMICOS DE LA FUNDICIÓN NODULAR TIPO B

30

TABLA 3.3 DESCRIPCIÓN DE LAS PROBETAS UTILIZADAS EN EL ESTUDIO.

32

TABLA 4.1 PORCENTAJES EN VOLUMEN DE AUSTENITA RETENIDA ESTIMADAS EN ADI TIPO A.

44

TABLA 4.2 PORCENTAJES EN VOLUMEN DE AUSTENITA RETENIDA ESTIMADAS EN ADI TIPO B.

45

TABLA 4.3 RESULTADOS DE LAS MEDICIONES DE DUREZA.

47

TABLA 4.4 RESUMEN RESULTADOS DE LOS ENSAYOS ASTM G65, PROBETAS SIN ENDURECIMIENTO.

57

TABLA 4.5 RESUMEN RESULTADOS DE LAS DIFERENCIAS DE DUREZA SUPERFICIAL, PROBETAS ADI TIPO A CONFORMADAS EN FRÍO.

59

TABLA 4.6 RESUMEN RESULTADOS DE LAS DIFERENCIAS DE DUREZA SUPERFICIAL, PROBETAS ADI TIPO B CONFORMADAS EN FRÍO.

59

TABLA 4.7 RESUMEN RESULTADOS ENSAYOS ASTM G65, PROBETAS CONFORMADAS EN FRÍO.

59

TABLA 4.8 RESUMEN DE LA PÉRDIDA EN VOLUMEN DE LAS DISTINTAS ADI POR DESGASTE EROSIVO.

60

TABLA 4.9 RESUMEN DE LOS RESULTADOS OBTENIDOS PARA LA DETERMINACIÓN DEL ÍNDICE DE ENDURECIMIENTO O MEYER, N. 64 TABLA 4.10 RESUMEN DE LOS RESULTADOS DE LAS CURVAS DE FLUENCIA POR MÉTODO DE D. TABOR

75

TABLA 4.11 RESUMEN DE LAS PROPIEDADES MECÁNICAS ESTIMADAS POR MÉTODO DE D. TABOR.

75

TABLA 4.12 RESUMEN DEL ENDURECIMIENTO SUFRIDO POR DEFORMACIÓN USANDO MÉTODO DE D. TABOR.

77

v

ÍNDICE DE ILUSTRACIONES FIG. 2.1 DIAGRAMA DE FE – C (ESTABLE) Y FE – FE3C (METAESTABLE) (3)-------------------------------------------------------------------4 FIG. 2.2 SECCIONES VERTICALES DEL DIAGRAMA DE EQUILIBRIO TERNARIO FE – C – SI. A) 2,4%SI, B)4,8%SI (4) ------------------4 FIG. 2.3 PERFIL DE DISTRIBUCIÓN DE ALGUNOS ELEMENTOS ALEANTES EN LA ZONA INTERCELULAR DE UNA FUNDICIÓN NODULAR TEMPLADA (6). LOS ELEMENTOS ESTABILIZADORES DE CARBUROS (MN, MO) SEGREGAN A LAS ZONAS INTERCELULARES (LTF). LOS ELEMENTOS GRAFITIZANTES (SI, CU, NI) SEGREGAN LO MÁS PRÓXIMO A LOS NÓDULOS DE GRAFITO (7) ---------5 FIG. 2.4 VARIACIÓN DE LA DUREZA CON LA TEMPERATURA DE AUSTENITIZACIÓN PARA TRES FUNDICIONES NODULARES CON 0,5%MN, 1,15%MN Y 3,28%MN (7) ----------------------------------------------------------------------------------------------------------7 FIG. 2.5 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICO QUE MUESTRA LOS PASOS BÁSICOS DEL PROCESO DE AUSTEMPERADO PARA FUNDICIONES NODULARES (9) ----------------------------------------------------------------------------------------------------------- 8 FIG. 2.6 REPRESENTACIÓN DE LA FORMACIÓN Y CRECIMIENTO DE LA AUSFERRITA. ---------------------------------------------------------9 FIG. 2.7 REPRESENTACIÓN DE LA TRANSFORMACIÓN DE LA AUSTENITA DURANTE EL AUSTEMPERADO (17)-------------------------- 11 FIG. 2.8 VARIACIÓN DEL VOLUMEN DE AUSTENITA RETENIDA Y LA DUREZA CON EL TIEMPO DE AUSTEMPERADO PARA FUNDICIONES NODULARES AUSTEMPERADAS A 300, 350 Y 400 °C. (19) ------------------------------------------------------------- 12 FIG. 2.9 PREDICCIÓN DEL VOLUMEN DE AUSTENITA RETENIDA (%) COMO UNA FUNCIÓN DE LA COMPOSICIÓN QUÍMICA (3,5%C; 2,8%SI; 0,25%MN; 0,25%MO; 0,5%NI; 0,5%CU) (17)--------------------------------------------------------------------------------- 13 FIG. 2.10 PREDICCIÓN DEL VOLUMEN DE AUSTENITA RETENIDA (%) COMO UNA FUNCIÓN DE LAS CONDICIONES DE LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS (3,5%C; 2,8%SI; 0,25%MN; 0,25%MO; 0,5%NI; 0,5%CU) (17) ----------------------------------- 15 FIG. 2.11 DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICA DE R. ELLIOTT Y D. MOORE -------------------------------------------------- 16 FIG. 2.12 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICO FUNDICIÓN NODULAR AUSTEMPERADA: -------------------------------------- 16 FIG. 2.13 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN ISOTÉRMICO FUNDICIÓN NODULAR AUSTEMPERADA: -------------------------------------- 17 FIG. 2.14 DIAGRAMA ESQUEMÁTICO DE LOS POSIBLES MECANISMOS DE DESGASTE EROSIVO (26) ------------------------------------ 20 FIG. 2.15 VARIACIÓN DE LA TASA DE DESGASTE CON EL ÁNGULO DE IMPACTO EN MATERIALES DÚCTILES Y FRÁGILES (26)------- 21 FIG. 2.16 VARIACIÓN DE LA TASA DE DESGASTE CON EL ÁNGULO DE IMPACTO USANDO PARTÍCULAS PEQUEÑAS Y GRANDES EN DISTINTOS MATERIALES. (26) ------------------------------------------------------------------------------------------------------------------ 22 FIG. 2.17 CURVAS DE FLUENCIA OBTENIDAS POR D. TABOR SOBRE ACERO, COBRE Y ALUMINIO (30) --------------------------------- 25 FIG. 2.18 PERFIL DE MICRODUREZA EN FUNCIÓN DE LA PROFUNDIDAD DE UNA HUELLA DE DESGASTE POR ABRASIÓN, EN FUNDICIÓN NODULAR AUSTEMPERADA. (35) ------------------------------------------------------------------------------------------------ 26 FIG. 2.19 VARIACIÓN DEL PORCENTAJE DE AUSTENITA RETENIDA CON LA TEMPERATURA DE AUSTEMPERADO EN ADI CON Y SIN ABRASIÓN (9) ------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------- 27 FIG. 2.20 VARIACIÓN DE LA RESISTENCIA AL DESGASTE CON LA DUREZA DE ADI Y OTRAS ALEACIONES, ENSAYO DE DESGASTE ASTM G65 (HÚMEDO) (38) ------------------------------------------------------------------------------------------------------------------- 27 FIG. 2.21 RESISTENCIA AL DESGASTE POR ABRASIÓN (ASTM G132) VERSUS DUREZA EN ADI Y OTRAS ALEACIONES (38) ------ 28 FIG. 3.1 A) DIMENSIONES DEL BLOQUE TIPO Y EN MILÍMETROS, B) ZONA DE OBTENCIÓN DE LAS PROBETAS (ASTM A395) ----- 31 FIG. 3.2 INSTALACIÓN DE HORNOS DE SALES FUNDIDAS, CONTROLADORES E INDICADORES DE TEMPERATURA UTILIZADOS PARA LOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS.--------------------------------------------------------------------------------------------------------------- 33 FIG. 3.3 MICROSCOPIO MARCA ZEISS, EQUIPADO CON 100, 400, 500 Y 1000 AUMENTOS. ---------------------------------------------- 34 FIG. 3.4 DURÓMETRO WOLPERT TESTOR HT2003 USADO EN EL ESTUDIO.----------------------------------------------------------------- 35 FIG. 3.5 EQUIPO PARA ENSAYO ASTM G65, DEPENDENCIAS DE KÜPFER HNOS. S.A. --------------------------------------------------- 36 FIG. 3.6 DIAGRAMA ESQUEMÁTICO DEL EQUIPO UTILIZADO PARA ENSAYO DE EROSIÓN A ALTA VELOCIDAD ASTM G76. ---------- 37 FIG. 3.7 DURÓMETRO BRINELL DE PEDESTAL, MARCA FRANK, MODELO GMBH, TIPO 533 N°179. ------------------------------------ 39 FIG. 3.8 LUPA ESTEREOSCÓPICA GRADUADA MARCA ALBERT GNEHM (X38), PRECISIÓN DE ± 0,001 (MM). -------------------------- 40 FIG. 4.1 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN PARA FUNDICIÓN NODULAR A, CONSIDERANDO EL %C DE LA MATRIZ AUSTENÍTICA (39). ------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------ 43 FIG. 4.2 DIAGRAMA DE TRANSFORMACIÓN PARA FUNDICIÓN NODULAR B, CONSIDERANDO EL %C DE LA MATRIZ AUSTENÍTICA (39) ------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------ 44 FIG. 4.3 RESUMEN DE LA VARIACIÓN DE LOS VOLÚMENES DE AUSTENITA ESTIMADA (%VΓ) CON EL TIEMPO DE AUSTEMPERADO PARA CADA PROBETA ADI ESTUDIADA. ------------------------------------------------------------------------------------------------------ 45 FIG. 4.4 ESQUEMA DE LA CONCENTRACIÓN DE CARBONO EN LA FERRITA Y AUSTENITA DURANTE EL PROCESO DE AUSTEMPERADO (46)------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------- 46 FIG. 4.5 MICROGRAFÍA DE FUNDICIÓN NODULAR TIPO A, PROBETA A–FN EN ESTADO DE COLADA (AS-CAST), SIN ATAQUE. ------ 48 FIG. 4.6 MICROGRAFÍA DE FUNDICIÓN NODULAR TIPO B, PROBETA B–FN EN ESTADO DE COLADA (AS-CAST), SIN ATAQUE. ------ 48 FIG. 4.7 MICROGRAFÍA DE FUNDICIÓN NODULAR TIPO A EN ESTADO DE COLADA, PROBETA A – FN. (VILELLA) ---------------------- 49 FIG. 4.8 MICROGRAFÍA DE FUNDICIÓN NODULAR TIPO A TEMPLADA, PROBETA A – FNT. (VILELLA) ------------------------------------ 49 FIG. 4.9 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 400 °C DURANTE 2 MINUTOS, PROBETA A – 400 – 02. (VILELLA)--------------- 50 FIG. 4.10 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 400 °C DURANTE 8 MINUTOS, PROBETA A – 400 – 08. (VILELLA). ------------ 50 FIG. 4.11 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 400 °C DURANTE 16 MINUTOS, PROBETA A – 400 – 16 (VILELLA) ------------ 50 FIG. 4.12 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 350 °C DURANTE 2 MINUTOS, PROBETA A – 350 – 02. (VILELLA) ------------- 51 FIG. 4.13 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 350 °C DURANTE 8 MINUTOS, PROBETA A – 350 – 08. (VILELLA) ------------- 51 FIG. 4.14 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 350 °C DURANTE 16 MINUTOS, PROBETA A – 350 – 16. (VILELLA) ----------- 52 FIG. 4.15 MICROGRAFÍA DE FUNDICIÓN NODULAR EN ESTADO DE COLADA, PROBETA B – FN. (VILELLA) ----------------------------- 52 FIG. 4.16 MICROGRAFÍA DE FUNDICIÓN NODULAR TEMPLADA, PROBETA B – FNT. (VILELLA) ------------------------------------------- 53 FIG. 4.17 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 400 °C DURANTE 2 MINUTOS, PROBETA B – 400 – 02. (VILELLA) ------------- 53 FIG. 4.18 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 400 °C DURANTE 8 MINUTOS, PROBETA B – 400 – 08. (VILELLA) ------------- 54 FIG. 4.19 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 400 °C DURANTE 16 MINUTOS, PROBETA B – 400 – 16. (VILELLA) ----------- 54 FIG. 4.20 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 350 °C DURANTE 2 MINUTOS, PROBETA B – 350 – 02. (VILELLA) ------------- 55 FIG. 4.21 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 350 °C DURANTE 08 MINUTOS, PROBETA B – 350 – 08. (VILELLA) ----------- 55 FIG. 4.22 MICROGRAFÍA DE ADI AUSTEMPERADA A 350 °C DURANTE 16 MINUTOS, PROBETA B – 350 – 16. (VILELLA) ----------- 55

vi

FIG. 4.23 RESUMEN COMPARATIVO DE LA PÉRDIDA DE VOLUMEN (MM3) EN PROBETAS SIN ENDURECIMIENTO SUPERFICIAL PREVIO. -------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------- 57 FIG. 4.24 RESUMEN COMPARATIVO DE LA PÉRDIDA DE VOLUMEN (MM3) PARA CADA PROBETA ESTUDIADA. -------------------------- 60 FIG. 4.25 GRÁFICO DE DESGASTE EROSIVO A DISTINTOS ÁNGULOS DE IMPACTO PARA ADI TIPO A. ----------------------------------- 61 FIG. 4.26 GRÁFICO DE DESGASTE EROSIVO A DISTINTOS ÁNGULOS DE IMPACTO PARA ADI TIPO B. ----------------------------------- 62 FIG. 4.27 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN FUNDICIÓN NODULAR TIPO A. ----------------------- 65 FIG. 4.28 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA A – 400 – 02. ----------------------------- 66 FIG. 4.29 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA A – 400 – 08. ----------------------------- 66 FIG. 4.30 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA A – 400 – 16. ----------------------------- 66 FIG. 4.31 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA A – 350 – 02. ----------------------------- 67 FIG. 4.32 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA A – 350 – 08. ----------------------------- 67 FIG. 4.33 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA A – 350 – 16. ----------------------------- 68 FIG. 4.34 RESUMEN DE LAS CURVAS DE LAS CURVAS DE FLUENCIA OBTENIDAS POR MÉTODO DE D. TABOR PARA LAS FUNDICIONES NODULARES TIPO A. ----------------------------------------------------------------------------------------------------------- 68 FIG. 4.35 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA B – FN. ------------------------------------- 69 FIG. 4.36 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA B – 400 – 02. ----------------------------- 70 FIG. 4.37 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA B – 400 – 08. ----------------------------- 70 FIG. 4.38 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA B – 400 – 16. ----------------------------- 71 FIG. 4.39 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA B – 350 – 02. ----------------------------- 71 FIG. 4.40 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA B – 350 – 08. ----------------------------- 72 FIG. 4.41 CURVA REAL DE FLUENCIA OBTENIDA POR MÉTODO DE D. TABOR EN PROBETA B – 350 – 16. ----------------------------- 72 FIG. 4.42 RESUMEN DE LAS CURVAS DE LAS CURVAS DE FLUENCIA OBTENIDAS POR MÉTODO DE D. TABOR PARA LAS FUNDICIONES NODULARES TIPO A. ----------------------------------------------------------------------------------------------------------- 73 FIG. 4.43 RESUMEN DE LAS CURVAS DE ENDURECIMIENTO POR DEFORMACIÓN OBTENIDAS POR MÉTODO DE D. TABOR SOBRE LAS FUNDICIONES TIPO A. ---------------------------------------------------------------------------------------------------------------------- 76 FIG. 4.44 RESUMEN DE LAS CURVAS DE ENDURECIMIENTO POR DEFORMACIÓN OBTENIDAS POR MÉTODO DE D. TABOR SOBRE LAS FUNDICIONES TIPO B. ---------------------------------------------------------------------------------------------------------------------- 77 FIG. 7.1 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO DE CARGA-DIÁMETRO PARA FUNDICIÓN NODULAR TIPO A. ------------------------------------ 81 FIG. 7.2 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO A, AUSTEMPERADA A 400°C DURANTE 2 MINUTOS. - 81 FIG. 7.3 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO A, AUSTEMPERADA A 400°C DURANTE 8 MINUTOS. - 82 FIG. 7.4 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO A, AUSTEMPERADA A 400°C DURANTE 16 MINUTOS. 82 FIG. 7.5 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO A, AUSTEMPERADA A 350°C DURANTE 2 MINUTOS. - 82 FIG. 7.6 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO A, AUSTEMPERADA A 350°C DURANTE 8 MINUTOS. - 83 FIG. 7.7 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO A, AUSTEMPERADA A 350°C DURANTE 16 MINUTOS. 83 FIG. 7.8 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO DE CARGA-DIÁMETRO PARA FUNDICIÓN NODULAR TIPO B. ------------------------------------ 83 FIG. 7.9 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO B, AUSTEMPERADA A 400°C DURANTE 2 MINUTOS. - 84 FIG. 7.10 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO B, AUSTEMPERADA A 400°C DURANTE 8 MINUTOS. 84 FIG. 7.11 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO B, AUSTEMPERADA A 400°C DURANTE 16 MINUTOS. ------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------ 84 FIG. 7.12 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO B, AUSTEMPERADA A 350°C DURANTE 2 MINUTOS. 85 FIG. 7.13 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO B, AUSTEMPERADA A 350°C DURANTE 8 MINUTOS. 85 FIG. 7.14 GRÁFICO DOBLE LOGARÍTMICO CARGA-DIÁMETRO PARA ADI TIPO B, AUSTEMPERADA A 350°C DURANTE 16 MINUTOS. ------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------------ 85

vii

Capítulo 1.

INTRODUCCIÓN La Fundiciones Nodulares Austemperadas (Austempered Ductile

Iron; ADI) son fundiciones nodulares aleadas tratadas térmicamente con interesantes propiedades. Han sido utilizadas para reemplazar materiales de aplicación ingenieril fabricados en aceros fundidos Q/T y austemperados, fundiciones grises Q/T, entre otros. La producción mundial anual, para fines de las década de 2010, se estimó en más de 300 mil toneladas y para el 2020, se estima supere las 500 mil (1). En general, la expansión del mercado ha sido atribuida a un aumento de las investigaciones y desarrollos colaborativos, importantes simposios dedicados a las ADI, desarrollo de equipamiento comercial de Austemperado y las estandarizaciones internacionales hechas por importantes organizaciones (ASTM, SAE, ISO, etc.) Las ADI son materiales que poseen un microconstituyente especial y único, denominado Ausferrita, que está compuesto por ferrita acicular y austenita rica en carbono. Son obtenidas a partir de fundición nodular que es sometida a un proceso de austenitizado y tratamiento de recocido isotérmico en la zona de austemperado. Estas fundiciones presentan mejores propiedades mecánicas que las fundiciones nodulares comunes. Sobresale su buena resistencia a la tracción, ductilidad, tenacidad, resistencia al desgaste y a la fatiga. En los últimos años, han sido fabricadas una serie de piezas en estos materiales, principalmente, dentro de la industria automotriz y de maquinarias (piezas de chasís, cigüeñales, engranajes de distribución, piñones, etc.). Dado que poseen un menor costo de producción y una densidad menor, por lo que, las piezas son aproximadamente un 10% más livianas que las fabricadas en acero. Igualmente, presentan otras propiedades atractivas como una mayor capacidad de amortiguar vibraciones (dumping), mejores propiedades de mecanizado, etc. En el presente trabajo interesa comprender de mejor manera las variables que actúan y la influencia de la matriz ausferrítica sobre la resistencia al desgaste abrasivo y erosivo. Igualmente, es fundamental comprender el proceso de fabricación de estas fundiciones, etapas de tratamientos térmicos y análisis realizados. Para esto se han seleccionado dos fundiciones nodulares de distinta composición química que serán tratadas térmicamente para obtener distintos grados de ADI y estudiar así las variables involucradas.

1

1.1

OBJETIVOS

1.1.1

Objetivo General Estudiar la influencia y comportamiento de la ausferrita sobre la

resistencia al desgaste de fundiciones nodulares austemperadas (ADI).

1.1.2

Objetivos Específicos 

Realizar tratamiento térmico de austenitizado y austemperado a fundiciones grises nodulares.



Inducir distintos grados de transformación ausferrítica, utilizando tratamiento térmico de austemperado.



Realizar análisis metalográficos y de dureza a las muestras de fundición nodular austemperada (ADI).



Realizar

ensayos

de

desgaste

bajo

norma

ASTM

G65,

procedimiento B. 

Realizar ensayo de erosión por impacto de partículas sólidas a alta velocidad bajo norma ASTM G76.



Realizar mediciones de dureza Meyer a las distintas fundiciones nodulares austemperadas.



Estudiar y aplicar los métodos analíticos de D. Tabor para la relación

dureza



curvas

de

fluencia

y

predicción

de

endurecimiento por deformación. 

Estudiar las variables involucradas en las fundiciones nodulares austemperadas y su influencia sobre la resistencia al desgaste (composición química, dureza, microestructura y endurecimiento por trabajo).

2

Capítulo 2.

2.1

ANTECEDENTES TEÓRICOS

Fundiciones Grises Nodulares (2) Estas fundiciones son obtenidas directamente de colada. Durante

la solidificación es posible obtener el grafito en forma nodular, añadiendo pequeñas cantidad de agentes nucleantes, tales como: magnesio, cerio o ambos. Estos elementos son fuertemente desoxidantes y desulfurantes. El azufre y oxígeno son denominados tensoactivos, porque se embeben en la superficie del grafito; su presencia, relaciona directamente la formación de grafito laminar. El contenido en peso de azufre en estas fundiciones debe ser menor a 0,02%. Las propiedades mecánicas de estas fundiciones son interesantes, debido a su buena ductilidad y tenacidad. A pesar de que siguen por debajo de los aceros, representan una buena opción en ciertas aplicaciones. Estas aleaciones, al igual que las fundiciones maleables y a diferencia de las fundiciones grises laminares, tienen un límite elástico bien definido. Su maquinabilidad es notable, gracias al grafito nodular presente en su microestructura. La resistencia a la tracción de estas fundiciones es sumamente mayor al de fundiciones grises laminares. Esto se debe a la morfología del grafito que, al ser esférico y compacto, disminuye la acumulación de tensiones y posibles entallas que puedan iniciar una grieta. Por otro lado, el contenido en peso de silicio en estas aleaciones puede alcanzar hasta un 3,0% en peso. Habiendo silicio la precipitación de carburos es frenada y es posible la formación y crecimiento de grafito nodular. Además, el silicio genera movimientos de las curvas de solubilidad de las fases y las temperaturas de reacción en el sistema Fe–C (Fig. 2.1). Produce un aumento de la temperatura para la reacción eutéctica y una disminución de la peritéctica. Igualmente, disminuye la concentración en carbono de la reacción eutéctica y la máxima solubilidad del carbono en la austenita. Al observar el sistema Fe–C, el silicio transforma la línea de la reacción eutéctica y eutectoide en una banda o rango de temperaturas donde coexisten tres fases: líquido, austenita, ferrita y grafito, respectivamente. En la Fig. 2.2 se pueden ver un par de diagramas Fe–C con 2,4% y 4,8% en peso de silicio.

3

Fig. 2.1 Diagrama de Fe – C (estable) y Fe – Fe3C (metaestable) (3)

Fig. 2.2 Secciones verticales del diagrama de equilibrio ternario Fe – C – Si. a) 2,4%Si, b)4,8%Si (4) 4

Las fundiciones nodulares solidifican según el diagrama estable, Fe–CGRAFITO. En la Fig. 2.1 se aprecia el diagrama Fe–C estable y metaestable, con sus temperaturas y curvas de solubilidad.

Es posible observar que existe una diferencia de

temperaturas en las reacciones entre el diagrama estable y metaestable. H. Rothery (5) afirma que estas diferencias de temperaturas son acrecentadas por la adición de silicio. La ampliación de este rango de temperaturas aumenta la zona de solidificación estable. Esto disminuye la posibilidad de que la fundición sufra un “blanqueamiento” en su etapa de solidificación, es decir, que la fundición sea blanca y no gris, producto de un enfriamiento fuera del equilibrio. Existen otros parámetros que pueden influir en el blanqueamiento de la fundición, como: bajo contenido de silicio (menor a 1,3% en peso), elementos aleantes formadores de carburos (Mn, Cr, S, etc), sobrecalentamiento del baño líquido, alta velocidad de enfriamiento, baja velocidad de nucleación, entre otros. 2.2

Influencia de la composición química en las fundiciones Elementos aleantes como el Si, Ni, Cu, Co y Al tienen

características grafitizantes, aumentan la separación de las isotérmicas de los diagramas estable (CGRAFITO) y metaestable (Fe3C), denominadas temperatura crítica superior e inferior; TcS y TcI. Los elementos aleantes formadores o estabilizadores de carburos, como el Ti, Cr, V, disminuyen dicha separación entre el diagrama estable y metaestable, aumentando la posibilidad de blanqueamiento. Son estos elementos los que se deben minimizar para evitar cualquier formación de carburos. Elementos como el Mo y Mg disminuyen la temperatura de la reacción eutéctica en ambos diagramas. En la Fig. 2.3 se muestran algunos de los efectos y comportamientos de los elementos aleantes en las fundiciones nodulares.

Fig. 2.3 Perfil de distribución de algunos elementos aleantes en la zona intercelular de una fundición nodular templada (6). Los elementos estabilizadores de carburos (Mn, Mo) segregan a las zonas intercelulares (LTF). Los elementos grafitizantes (Si, Cu, Ni) segregan lo más próximo a los nódulos de grafito (7) 5

El comportamiento que presenten los elementos de aleación es de vital importancia. Cabe destacar la alta segregación que poseen las fundiciones. La segregación produce una heterogeneidad o variaciones de la concentración de los elementos aleantes durante la solidificación de la microestructura de la fundición y, en efecto, influye sobre todas las propiedades y comportamientos del material. Puede afectar en las condiciones de equilibrio de diferentes

zonas,

puede

modificar

las

temperaturas

críticas,

como

temperatura

de

austenitización y transformación, entre zonas distintas dentro una pieza, generando diferencias notables ante tratamiento térmicos, por ejemplo, dado que, pequeñas variaciones de la concentración de elementos aleantes pueden tener fuertes influencias sobre las temperaturas. Algunos elementos grafitizantes (Si, Cu, Ni) tienen la tendencia a segregar en los bordes o zonas aledañas de nódulos de grafito. Estos elementos aleantes retardan e, incluso, detienen la difusión de carbono entre la interfase de grafito-austenita.

2.3

Austenitización de fundiciones nodulares La temperatura de austenitizado es una variable sumamente

importante dentro de los pasos para obtener una ADI. A medida que aumenta la temperatura de austenitizado, la concentración de carbono en la austenita es incrementada. El carbono es el estabilizador más potente de la austenita, por lo que, a mayores temperaturas de austenitización, se incrementa la templabilidad. Las

ADI

carecen

de

carburos

que

puedan

fragilizar

la

microestructura, por lo que, la temperatura de austenitización debe ser la suficiente para solubilizarlos. Igualmente, la ferrita proeutectoide debe ser eliminada con este tratamiento. Las fundiciones nodulares austemperadas consideran una matriz formada por ausferrita, martensita y grafito nodular. La temperatura de austenitización debe estar por sobre la temperatura crítica superior (Tcs) de la zona intercrítica trifásica donde coexisten la ferrita, austenita y grafito (α, γ y G) en el diagrama de equilibrio Fe – C – Si. Con temperaturas menores, la microestructura tendrá evidentemente una determinada fracción de ferrita proeutectoide. S. Riveros (7) corroboró la existencia de la Tcs (Fig. 2.4), observando que temperaturas menores o mayores producen una disminución de la dureza, debido a un aumento progresivo en la fracción de ferrita proeutectoide o austenita, respectivamente. Además, comprobó que el Mn no influye sobre la Tcs, dado que, no se observaron modificaciones conforme varió el contenido de manganeso.

6

Fig. 2.4 Variación de la dureza con la temperatura de austenitización para tres fundiciones nodulares con 0,5%Mn, 1,15%Mn y 3,28%Mn (7)

2.4

Austemperado de fundiciones nodulares (ADI) El proceso de austemperado no es nuevo y se ha utilizado desde

la década de 1930. Sobre fundiciones nodulares se aplicó por primera vez en 1979. A fines de 1998, la producción mundial anual alcanzaba las 100 mil toneladas. Siguiendo una tendencia al alza, a finales de la década de 2010 se estima la producción mundial anual en más 300 mil toneladas (1) Tabla 2.1 Propiedades mecánicas mínimas requeridas para los grados de fundición nodular austemperada (ASTM A897) Grado Grado Grado Grado Grado 850/550/10 1050/700/7 1200/850/4 1400/1100/1 1600/1300/0 R. a la tracción 850/87 1050/107 1200/122 1400/143 1600/163 2 MPa/ Kgf/mm R. a la fluencia 550/56 700/71 850/86 1100/112 1300/132 2 MPa/ Kgf/mm Elongación (50 mm) 10 7 4 1 % Dureza Típica 260/27 300/32 340/36 380/41 440/47 HB/HRc Las propiedades mecánicas (Tabla 2.1) de estas fundiciones están determinadas por su microestructura. La matriz está formada por un microconstituyente particular, denominado Ausferrita (8), constituida por dos fases: ferrita acicular y austenita enriquecida en carbono.

7

La norma ASTM A897 es una de las especificaciones estándar que existen, donde son clasificadas dentro de 5 grados. El grado 1 puede alcanzar una resistencia a la tracción de 850 MPa con un 10% de alargamiento, mientras que el grado 5 puede alcanzar una resistencias a la tracción igual a 1600 MPa y 0% de alargamiento, aproximadamente. El tratamiento isotérmico de austemperado es necesario para obtener una estructura ausferrítica, su procedimiento se presenta en la Fig. 2.5.

Fig. 2.5 Diagrama de transformación isotérmico que muestra los pasos básicos del proceso de austemperado para fundiciones nodulares (9) Para el tratamiento de austenitización y austemperado se utilizan hornos de sales fundidas u hornos con atmósfera controlada, para evitar la descarburación de las piezas tratadas térmicamente. El tratamiento comienza con el proceso de austenitizado utilizando una temperatura entre 880 a 950 °C, aproximadamente, durante 30 a 120 minutos. De este modo, se busca obtener una matriz austenítica homogénea y rica en carbono. Posterior a eso, se realiza un enfriamiento rápido hasta la temperatura de austemperado, que puede variar entre 250 a 420 °C, aproximadamente. El tiempo de mantención, a la temperatura de austemperado, dependerá de la fracción de ausferrita que se requiera en la estructura de la fundición. Puede variar desde segundos a un par de horas, según cómo sea su templabilidad y austemperabilidad. Finalmente, se enfría la pieza hasta temperatura ambiente, de modo que, se frene la transformación ausferrítica y, a la vez se evite la precipitación de carburos, correspondientes a la transformación bainítica. Temperaturas de austemperado cercanas a los 370 – 400 °C otorgan la mejor tenacidad y ductilidad. Mientras que, para obtener una mejor resistencia a la tracción y límite elástico se utilizan temperaturas de austemperado inferiores cercanas a los 250 °C.

8

Durante el proceso de austemperado, nuclean y crecen placas de ferrita (α) en los bordes de grano (G) de la matriz austenítica (γ), como lo muestra la Fig. 2.6. A medida que las placas de ferrita crecen, reyectan carbono hacia la austenita circundante. La austenita, más próxima a las placas de ferrita, se enriquecerá en carbono (γ c). Según aumenta la distancia desde la interface ferrita-austenita, la concentración en carbono disminuye.

Fig. 2.6 Representación de la formación y crecimiento de la ausferrita. G: Borde de grano; α: Ferrita; γ: Austenita; γc: Austenita rica en carbono (7) El carbono es uno de los más potentes estabilizadores de la austenita. En las zonas contiguas a las placas de ferrita se encontrarán tres tipos de austenita. Justo después de la placa de ferrita se encontrará austenita estabilizada con una concentración de carbono entre 2,0 a 1,8% en peso. Luego, la concentración disminuye de 1,7% hasta un 1,2% en peso de carbono, aproximadamente, correspondiente a la concentración de una mezcla de austenita estabilizada e inestable. La austenita con una concentración entre 1,2 a 0,7% en peso de carbono, es inestable y puede transformarse a martensita a temperatura ambiente, se encuentra en la zona media entre las placas de ferrita (10). En general, se habla de austenita retenida refiriéndose a todo los tipos de austenita. La austenita inestable puede presentarse como placas o agujas y permite un fenómeno particular, denominado TRIP (Transformation Induced Plasticity), en que la austenita retenida se transforma a martensita por un esfuerzo o deformación en frío. La estabilidad mecánica de la austenita retenida es dependiente de su tamaño de grano, morfología y enriquecimiento en elementos aleantes. Granos más finos son más estables al no contener sitios efectivos para la nucleación de martensita, al igual que granos austeníticos que estén rodeados por fases duras que resistan los esfuerzos que puedan inducir una transformación. Además, los elementos aleantes como carbono y manganeso tienen una fuerte influencia en su templabilidad que determina su estabilidad (11) (12). Este comportamiento 9

genera grandes mejoras en las propiedades mecánicas superficiales de las fundiciones nodulares austemperadas como, resistencia a la tracción, dureza y resistencia al desgaste (13). En cuanto a la austenita estabilizada rica en carbono, no sufre el fenómeno de transformación a martensita, debido al considerable efecto que tiene la concentración de carbono sobre la templabilidad. Al respecto, existen varias ecuaciones obtenidas empíricamente para la determinación de la temperatura de inicio de la transformación martensítica (Ms), en todas aquellas se ha encontrado que el carbono es el más influyente sobre Ms. Por lo que, un mayor contenido de carbono en la austenita puede disminuir notoriamente la Ms hasta el punto de encontrarse a temperatura ambiente. La austenita retenida estable igualmente puede sufrir un endurecimiento, pero por deformación en frío sin inducir una transformación de fase. W. Steven et al. (14), desarrollaron la siguiente ecuación, donde se puede corroborar la influencia del carbono sobre la Ms:

𝑀𝑠 = 561 − 474(%𝐶) − 33(%𝑀𝑛) − 17(%𝐶𝑟) − 17(%𝑁𝑖) − 21(%𝑀𝑜) 𝑀99 = 𝑀𝑠 − 387 La transformación ausferrítica está marcada por una reacción dividida en dos etapas, tal como se presenta en la Fig. 2.7

Etapa I: Descomposición de la austenita en ferrita acicular y austenita enriquecida en carbono (ausferrita)

γ

α + γC

Etapa II: Descomposición de la austenita rica en carbono en ferrita y carburo; transformación bainítica.

γC

α + Fe3C

La máxima tenacidad, en las ADI, se alcanza entre la primera y segunda etapa, es decir, durante la formación de ausferrita (15). Si se alcanza la etapa II, disminuye notoriamente la tenacidad, consecuencia de la precipitación de carburos constituyentes de la bainita. Por lo tanto, se debe evitar alcanzar la segunda etapa si se quiere tener valores altos de tenacidad y resistencia a la tracción (16)

10

Fig. 2.7 Representación de la transformación de la austenita durante el austemperado (17)

2.5

Templabilidad y austemperabilidad de fundiciones nodulares La templabilidad y austemperabilidad provienen de los tratamientos

térmicos de austenitizado y austemperado y hacen referencia a las modificaciones que sufren las transformaciones. Del mismo modo, a medida que estas propiedades aumentan se evita la transformación anticipada de austenita en perlita o ferrita. Para los dos casos se requieren velocidades de enfriamiento altas, desde la temperatura de austenitización, para evitar la transformación de perlita o ferrita. El uso de aleantes incrementa notablemente la templabilidad o austemperabilidad, aumentando o disminuyendo la velocidad de la transformación. En piezas con secciones de gran espesor se requiere de una alta templabilidad para revertir las diferencias de enfriamiento que se producen entre la superficie y el núcleo de la pieza, controlando que toda la sección se haya transformado correctamente. La templabilidad tiene por objetivo transformar el 100% de austenita en martensita. Mientras que, el objetivo de la austemperabilidad es la de transformar toda la austenita en ausferrita. La austemperabilidad mide la anticipación o retardo de la transformación ausferrítica. Los elementos aleantes que retardan la transformación (Mn, Mo, Ni, etc.), disminuyen la austemperabilidad, mientras que, aquellos que aceleren o anticipen la transformación (Si, Cu, etc.), la aumentan. La temperatura de austenitización también influye sobre la templabilidad y austemperabilidad de las fundiciones nodulares. A medida que 11

aumenta la temperatura de austenitización aumenta el contenido de carbono en la austenita, son atrasadas las transformaciones ferríticas y perlíticas y es aminorada la temperatura de inicio de la transformación martensítica (Ms). La temperatura de austemperado también puede influir sobre la austemperabilidad. La máxima temperatura para realizar el tratamiento está en los 400 °C, donde el inicio de la transformación ausferrítica ocurre antes. Mientras que, a temperaturas menores, ya sea 350, 300 °C, etc., la transformación tarda más tiempo en iniciarse, debido a la naturaleza difusional que posee la transformación, Shih et al. (18). En la Fig. 2.8, se puede observar las dos etapas de la transformación ausferrítica a través de la variación de dureza y contenido de austenita con el tiempo de austemperado. Durante la primera etapa de transformación, la dureza tiende a disminuir por un aumento progresivo de la fracción de austenita. Luego, cuando inicia la segunda etapa, la dureza comienza a aumentar debido a la precipitación de cementita; transformación en una estructura bainítica (αw + Fe3C).

Fig. 2.8 Variación del volumen de austenita retenida y la dureza con el tiempo de austemperado para fundiciones nodulares austemperadas a 300, 350 y 400 °C. (19)

R. Elliott (2) introduce el concepto de ‘ventana de proceso’, como el intervalo de tiempo en que se pueden alcanzar las mejores propiedades mecánicas, especialmente ductilidad y tenacidad.

La ventana de proceso corresponde al intervalo de

tiempo que tarda en completarse la primera etapa del austemperado y está determinada por los elementos aleantes. El tiempo de austemperado utilizado definirá las fracciones de los microconstituyentes finales de la ADI. T.N. Rouns et al. (20), citan que las fracciones de los microconstituyentes de las ADI son dependientes de los elementos aleantes, temperatura de austemperado, tiempo de austemperado y, temperatura y tiempo de austenitización. E. Olivera (19) cita que a temperaturas de austemperado menores (250 °C se consigue una estructura ausferrítica más fina y con menor cantidad de austenita retenida, por lo tanto, la ductilidad es 12

menor y las propiedades tensiles se ven incrementadas. A mayores temperaturas (400 °C) se consigue una estructura ausferrítica más gruesa, con mayor fracción volumétrica de austenita estabilizada y retenida, con una buena ductilidad, tenacidad y, resistencia a la fluencia y tracción más bajas que en la estructura ausferrítica fina. Esto responde al comportamiento difusional que posee la transformación ausferrítica, como fue mencionado anteriormente.

Fig. 2.9 Predicción del volumen de austenita retenida (%) como una función de la composición química (3,5%C; 2,8%Si; 0,25%Mn; 0,25%Mo; 0,5%Ni; 0,5%Cu) (17) Bhadeshia et al. (17), Fig. 2.9, observó que un aumento de 2,5 a 3,1% en peso de silicio retardan la transformación bainítica (Etapa II) promoviendo un enriquecimiento en carbono mayor en la austenita, al ampliarse la ventana de proceso. Resolvió 13

también que contenidos de silicio sobre 3,2% en peso, elevan demasiado la temperatura de la reacción eutéctica, esto puede traer complicaciones por la alta segregación de las fundiciones y temperaturas de austenitización bajas pudiendo encontrarse ferrita proeutectoide en zonas de alta concentracion de Si. Contenidos de manganeso sobre el 0,7% en peso, reducen la primera etapa de transformación ausferrítica y precipita cementita más tempranamente. El Mo, al igual que el Mn, aumentan notoriamente la templabilidad y tiene una alta tendencia a segregar en las zonas intercelulares. Por lo mismo, disminuyen el contenido de austenita retenida, dado que, aceleran el inicio de la transformación bainítca, restando el contenido de austenita retenida. El cobre, por su parte, aplaza la reacción bainítica. También retarda la nucleación de ferrita alrededor de los nódulos de grafito, al limitar la difusión del carbono, aumentando la fracción volumétrica de austenita, por U. Batra et al. (21). La presencia de níquel, hasta el momento, solo mejora la templabilidad y no se observan influencias sobre la fracción de ausferrita. Bahmani y Elliott (22) indican que, la presencia de Mo, Mg y Ni promueven una menor cinética de la reacción ausferrítica, debido a su segregación en la zona intercelular, que se manifiesta por un desplazamiento de las curvas hacia la derecha. En general, elementos como estos mueven las curvas de transformación hacia la derecha, aumentando la templabilidad y disminuyen la austemperabilidad. Bhadeshia et al. (17), Fig. 2.10, resolvió que temperaturas cercanas a 400 °C presentan el máximo de volumen de austenita retenida. A medida que desciende la temperatura, disminuye también progresivamente el volumen de ésta. A menores temperaturas la fuerza motriz de la reacción es mayor, por lo que, un mayor volumen de austenita es transformado rapidamente.

14

Fig. 2.10 Predicción del volumen de austenita retenida (%) como una función de las condiciones de los tratamientos térmicos (3,5%C; 2,8%Si; 0,25%Mn; 0,25%Mo; 0,5%Ni; 0,5%Cu) (17) 2.6

Diagramas

de

transformación

isotérmicas

para

fundiciones

nodulares austemperadas La disponibilidad de diagramas de transformación isotérmicos para estas fundiciones es baja. Aún cuando ya se pueden encontrar varios softwares de modelación que utilizan los elementos aleantes y tamaño de grano austenítico, no incluyen la familia de las fundiciones. La compleja fabricación de estos diagramas puede radicar en la elevada cantidad de variables influyentes y la alta segregación que sufren en su proceso de solidificación. Por el momento, los diagramas que se tienen han sido obtenidos por análisis de microscopía óptica para cada caso en particular. M. Bahmani y R. Elliott (23) compararon la templabilidad y austemperabilidad de una fundición nodular de alta aleación con tratamientos de austenitización a 871 y 927 °C, ver Fig. 2.11. De igual forma, D. Moore (24) presenta un diagrama de transformación para iguales temperaturas de austenitización en una fundición nodular de alta aleación, ver Fig. 2.11.

15

M. Estrada (25) presenta un diagrama de transformación isotérmico para fundiciones nodulares aleadas con 0,5% y 1,15% de contenido en peso de manganeso, austenitizadas a 900 °C (Fig. 2.12 y 2.13). Se aprecian diferencias leves, pero que se deben principalmente al comportamiento de la transformación, puesto que, la composición química y los parámetros de los tratamientos térmicos utilizados tendrán fuertes influencias sobre las curvas de transformación isotérmicas.

Fig. 2.11 Diagramas de transformación isotérmica de R. Elliott y D. Moore R. Elliott: 3,45%C; 2,49%Si; 0,25%Mn; 0,29%Cu; 0,25%Mg. D. Moore: 3,7%C; 1,99%Si; 0,29%Mn; 1,33%Ni; 0,77%Cu; 0,18%Mo. (22)

Fig. 2.12 Diagrama de transformación isotérmico fundición nodular austemperada: 3,4%C; 2,65%Si; 0,5%Mn; 0,05%Mg (25) 16

Fig. 2.13 Diagrama de transformación isotérmico fundición nodular austemperada: 3,5%C; 2,49%Si; 1,15%Mn; 0,028%Mg (25)

2.7

Propiedades

mecánicas

de

las

fundiciones

nodulares

austemperadas Las

propiedades

mecánicas

de

estas

fundiciones

son

determinadas por las características de la microestructura, como: morfología de la ausferrita, contenido de ausferrita, contenido de martensita, carburos, morfología y distribución del grafito nodular, segregación, inclusiones no-metálicas, rechupes, etc. En la Tabla 2.2 se presenta una recopilación de las propiedades mecánicas de las ADI (9) Las propiedades de tracción y alargamiento en las ADI dependen de su microestructura y, en efecto, el tratamiento de austemperado debe ser el adecuado. La transformación, para una temperatura dada, posee un tiempo adecuado cuando el contenido de ausferrita es máximo. El comportamiento de la transformación está ligado a varios factores, por lo que, no se puede establecer un tiempo estándar para todas las ADI. Sin embargo, al determinarlo se pueden alcanzar las máximas propiedades de tenacidad y ductilidad, debido a la presencia enteramente de ausferrita. Tiempos más prolongados alcanzan la transformación bainítica, que disminuye notablemente las propiedades de alargamiento.

Por otro lado, la

presencia de austenita retenida estable e inestable, puede modificar las propiedades mecánicas de las ADI. La estabilidad de la austenita está determinada por su concentración de carbono y 17

solubilidad de elementos aleantes que modifiquen su comportamiento. Austenita con contenidos superiores a 1,2%C en peso, puede disminuir notablemente la temperatura de inicio de la transformación martensítica, estabilizándola a temperatura ambiente. Este tipo de austenita estable, es altamente tenaz y dúctil. La austenita con contenidos inferiores a 1,2%C en peso, es mecánicamente inestable y puede transformarse a martensita por la aplicación de esfuerzos. Todo esto, puede mejorar notablemente las propiedades tensiles y empeorar las propiedades de mecanizado. Las propiedades de tenacidad de las ADI están determinadas por el comportamiento de la austenita, dado que, cuando la austenita se encuentra estabilizada, la tenacidad puede aumentar notablemente. Esto, a su vez, es dependiente de la composición química y parámetros de tratamientos térmicos, puesto que, influyen directamente en el contenido de carbono que pueda alcanzar la austenita en el proceso de obtención de las ADI. La temperatura y tiempo de austenitización eleva la solubilidad y homogeneización del contenido de carbono en la austenita, así también, influye fuertemente el contenido de silicio, dado que, modifica las curvas de solubilidad. A medida que éste aumenta, se pueden alcanzar mayores contenidos de carbono en la austenita. Conjuntamente, la temperatura y tiempo de austemperado deben ser elevados, de modo que, se promueva una mayor difusión de carbono en la austenita y se tenga el tiempo suficiente para alcanzar la máxima fracción transformada posible en la fundición. Tabla 2.2 Resumen de las propiedades mecánicas de las fundiciones nodulares austemperadas.

R. a la tracción 2 MPa, Kgf/mm R. a la fluencia 2 MPa, Kgf/mm Elongación (50 mm) % Módulo de elasticidad, GPa Energía absorbida J (22 ± 4°C) Tenacidad a la 1/2 fractura, MPa m Índice de Holloman, n Dureza Típica HB, HRc

Grado 800/550/10

Grado 1050/700/7

Grado 1200/850/4

Grado 1400/1100/1

Grado 1600/1300/0

850/87

1050/107

1200/122

1400/143

1600/163

500/51

700/71

850/86

1100/112

1300/132

10

7

4

1

-

170

168

167

165

-

100

80

60

35

-

62

58

54

50

-

0,16

0,124

0,0085

-

-

260/27

300/32

340/36

380/41

440/47

18

Las

inclusiones

no-metálicas

y

segregaciones

afectan

las

propiedades de fatiga y tenacidad. Las segregaciones de elementos como el Mn, Mo, Cr, entre otros, sumado a la presencia de inclusiones provenientes del proceso de fusión y solidificación pueden dar origen a zonas sin transformación ausferrítica y con una alta concentración de tensiones. Estos elementos se concentran en las zonas intercelulares. La presencia de altos contenidos de martensita mejora las propiedades tensiles, pero afecta notablemente la tenacidad y ductilidad. Las distintas posibilidades que otorgan las ADI han generado una importante demanda principalmente en la industria automotriz. La elevada tenacidad y resistencia a la fatiga, sumado a la capacidad de endurecimiento superficial por deformación o aplicación de esfuerzos, expandió la demanda, investigación y desarrollo de este tipo de fundiciones. Actualmente, cada vez son más las piezas que se fabrican, como: engranajes de distribución, cigüeñales, soportes de suspensión, piñones en equipos de construcción, etc., debido a las propiedades mencionadas, bajo costo de producción y baja densidad, lo que se traduce en piezas más livianas. Generalmente, las ADI reemplazan aceros fundidos con o sin tratamiento, aceros de bajo carbono, aceros Cr-Mo, entre otros.

2.8

Fundamentos de desgaste

2.8.1

Fundamentos de desgaste abrasivo El desgaste de tipo abrasivo está definido como la pérdida de

masa resultante de la interacción entre partículas en movimiento con una superficie. El grado de degaste que sufra la superficie está determinado por el tipo de material abrasivo, composición química, geometría y tamaño de las partículas, entre otras. Entre las clases de desgaste abrasivo, está el desgaste abrasivo constituido por tres cuerpos, en el que actúan partículas libres entre dos superficies en movimiento. Este tipo de desgaste puede ser simulado realizando ensayos de desgaste bajo la especificación ASTM G65.

2.8.2

Fundamentos de desgaste erosivo El desgaste erosivo puede ser provocado por partículas sólidas,

líquidas o gaseosas. Un desgaste erosivo por partículas sólidas ocurre cuando partículas son arrastradas por una corriente gaseosa o líquida haciendo que las partículas sólidas impacten la 19

superficie del material. El impacto sobre la superficie puede provocar una deformación, fractura y/o remoción de material. Este tipo de desgaste es dependiente de las características de las partículas, del fluido y del material. Los mecanismos de desgaste involucrados están determinados en gran medida por la naturaleza y tamaño de las partículas, el ángulo de impacto y la velocidad de impacto. El ángulo de impacto corresponde al ángulo existente entre la superficie del material erosionado y la trayectoria que lleva la partícula justo antes del impacto. Bajos ángulos, ≈ 0°, provocan un desgaste más cercano al de tipo abrasivo, puesto que, las partículas tienden a ser arrastradas sobre la superficie durante un instante posterior al impacto. Altos ángulos, ≈ 90°, provocan un desgaste más típicamente erosivo.

Fig. 2.14 Diagrama esquemático de los posibles mecanismos de desgaste erosivo (26)

La velocidad a la que son llevadas las partículas tiene una fuerte incidencia sobre el desgaste que se produzca. Bajas velocidades de impacto pueden no ser suficientes para provocar una deformación plástica superficial y pérdida de material por fatiga. En materiales frágiles, impactos a baja velocidad pueden provocar la nucleación de microgrietas. Velocidades iguales o superiores a 20 (m/s) son suficientes para que las partículas provoquen una deformación plástica superficial al momento del impacto, produciéndose un desgaste por la repetición de impactos sobre superficie nueva y sobre material deformado que puede ser desprendido. Además, la morfología de las partículas también influye, siendo mayor el desgaste provocado por partículas con una geometría altamente esférica que producen una alta deformación superficial. Con partículas afiladas o de geometría altamente angular, el desgaste se produce por una fragmentación frágil del material. En materiales frágiles el impacto 20

de partículas a alta velocidad genera fractura frágil en la zona del impacto. El desgaste se producirá por el desprendimiento de material frágil, ver Fig. 2.14. En la Fig. 2.15 se muestra el efecto del ángulo de impacto sobre la tasa de desgaste en materiales dúctiles y frágiles.

Fig. 2.15 Variación de la tasa de desgaste con el ángulo de impacto en materiales dúctiles y frágiles (26) Por otro lado, el tamaño de las partículas y su incidencia en el desgaste erosivo es dependiente del ángulo de impacto, o viceversa. Esto se debe a que partículas pequeñas, cercanas a 8 (μm), producen un desgaste notorio cuando el ángulo de impacto es bajo, mientras que, para partículas de tamaños mayores, sobre las 120 (μm), la tasa de desgaste es incrementada cuando el ángulo de impacto es alto o cercano a los 90 °. Además, del mismo modo, para materiales dúctiles se produce mayor desgaste erosivo cuando las partículas son pequeñas e impactan con ángulos menores, mientras que, para materiales frágiles el desgaste erosivo es mayor cuando las partículas son grandes y el ángulo de impacto es alto, como se aprecia en la Fig. 2.16

21

Fig. 2.16 Variación de la tasa de desgaste con el ángulo de impacto usando partículas pequeñas y grandes en distintos materiales. (26) Observando la Fig. 2.16, aceros con fases duras tienen una baja resistencia la desgaste erosivo, por lo que, conviene en mejor caso tener aleaciones con una buena ductilidad. En general, debe mejorarse la ductilidad, en vez de la dureza, para obtener una buena respuesta ante el desgaste erosivo.

2.9

Dureza Meyer y relación entre la dureza y la curva real de fluencia, método de D. Tabor El Prof. Eugene Meyer en 1908 (27) introdujo por primera vez el

concepto de dureza Meyer (HM) que definió como la carga aplicada dividida por el área proyectada de la identación, definiendo 𝐻𝑀 como:

𝐻𝑀 =

4𝑃

𝜋𝑑2

[

𝑘𝑔𝑓 ] 𝑚𝑚2

(1)

Donde 𝑑 corresponde al diámetro de la huella y

𝑃

la carga

aplicada. Esta medida de la dureza es muy sensible a la carga aplicada, así también, al endurecimiento que sufre el material. Por lo mismo, con el fin de disminuir el efecto del endurecimiento (work-hardening) de los materiales se emplea la dureza Brinell, que no considera el área proyectada de la indentación, sino, el área de la superficie del indentador.

22

Esta dureza es imprecisa y sufre complicaciones al variar las cargas, por lo tanto, la dureza Meyer es mucho más satisfactoria y precisa. Sin embargo, en la práctica raramente se utiliza la dureza Meyer. E. Meyer dedujo empíricamente para indentadores esféricos que existía una relación entre el diámetro de la indentación luego de aplicada la carga y la carga utilizada para tal efecto, que denominó Ley de Meyer de acuerdo a:

𝑃 = 𝑘𝑑 𝑛

(2)

Donde P es la presión aplicada, k es una constante de proporcionalidad, también puede ser representada por A. El exponente n es conocido como índice de Meyer y es dependiente de la capacidad de endurecimiento (work-hardening) que posee el material. Los valores de n pueden variar entre 2 a 2,5. Para materiales totalmente endurecidos, n ≈ 2,0. Para materiales que serán endurecidos en el proceso de identación, n ≈ 2,5. Cuando bolas de diferentes diámetros son utilizadas, los valores de k y n varían. Para bolas de diámetro D1, D2, D3,..., se tendrán diámetros de identación d1, d2, d3,..., una serie de relaciones se obtienen del tipo: 𝑛

𝑛

𝑛

𝑃 = 𝑘1 𝑑1 1 = 𝑘2 𝑑2 2 = 𝑘3 𝑑3 3 …

(3)

Meyer, luego de una serie de investigaciones determina que n es independiente de D, pero que k disminuye con el aumento de D. Para determinar las constantes de Meyer, n y A, se deben graficar los logaritmos de diámetro del indentador esférico en función del logaritmo del diámetro de la indentación proyectada [log (D) vs log (d)]. Luego n y A son obtenidos de la ecuación de la recta. La curva real de esfuerzo – deformación para distintas aleaciones puede ser aproximada, según (28):

𝜎 = 𝑔𝑒 𝑚

(4)

Donde g y m son constantes, σ y e son esfuerzo y deformación, respectivamente. Los valores de m pueden usualmente varía en un rango entre 0,0 y 0,5. Para materiales. Esta ecuación es expuesta en detalle por Hollomon y Lubahn (29). Al sustituir la ecuación (2) en (1), se tiene: 23

𝐻𝑀 =

4𝑘𝑑𝑛

= 𝑘1 𝑑 𝑛−2

𝜋𝑑2

(5)

Donde k1 = 4k/π. D. Tabor al observar las ecuaciones (4) y (5) apreció que ambas eran adecuadas para definir la propiedad plástica de los metales (ambas ecuaciones de forma exponencial con exponentes cercanamente parecidos). Sin embargo, la relación entre σ y HM y la relación entre e y d no están definidas y, no pueden ser sustituidas. Empíricamente Tabor definió sus relaciones, según las siguientes ecuaciones (30):

𝐻𝑀 = 𝛼𝜎𝑒 𝜀𝑒 = 𝛽

(6)

𝑑

(7)

𝐷

Donde α y β son constantes e iguales a 2,8 y 0,2, respectivamente. Posteriormente Ahn y Know (31) determinaron que la proporción de la presión medida para un esfuerzo representativo, Pm/σe, fue constante e igual a 3,0 en la zona enteramente plástica. Además, fue independiente del índice de endurecimiento, n. σe, corresponde al esfuerzo representativo para una deformación representativa, εe. Ellos definieron εe, así: 1

𝜀𝑒 = 𝛽

𝑑 𝑑 𝐷

√1−( )2

𝐷

(8)

Donde β es constante e igual a 0,2. Por otro lado, Matthews (32) trabajó un modelo para indentaciones esféricas, dónde desarrolló una ecuación para obtener el valor de la constante α, a partir del índice de Meyer, n.

𝛼=

6

40

( )𝑛

2+𝑛 9𝜋

(9)

Finalmente, J.B. Cahoon et al. (33), encontraron que el límite a la fluencia era estimada de mejor manera utilizando indentadores piramidales, como la medición de macrodureza Vickers con cargas sobre los 500 (kp). Ellos propusieron la siguiente ecuación:

𝜎𝑜 =

𝐻𝑉 3

(0,1)𝑛−2

(10)

Donde HV representó la dureza Vickers, n el índice de Meyer y σo 2

correspondió al valor del límite a la fluencia medido en kgf/mm . 24

Fig. 2.17 Curvas de fluencia obtenidas por D. Tabor sobre acero, cobre y aluminio (30)

2.10

Consideraciones de la revisión bibliográfica Fueron encontradas una serie de investigaciones en la literatura

sobre la resistencia al desgaste de las ADI relacionados con su microestructura y medios de desgaste. Gundlach et al. (34), estudiaron el comportamiento de las ADI bajo las condiciones de chancadores de mandíbulas, ensayos de abrasión con pin (ASTM G132) y con rueda engomada (ASTM G65). Los dos primeros ensayos fueron de esfuerzos elevados y el endurecimiento por deformación en las ADI mejoró la resistencia, respecto de aceros con similares durezas. En el ensayo ASTM G65, el endurecimiento por deformación fue mínimo y los resultados de resistencia al desgaste fueron proporcionales a la dureza de las ADI. En la Fig. 2.18, se aprecia un perfil de microdureza de una probeta ADI sometida a desgaste por abrasión. Se observó el fenómeno de endurecimiento superficial que sufren estos materiales, luego de haber sido sometidos a abrasión por esfuerzos elevados. El endurecimiento producido pudo ser provocado por la deformación en frío y por la transformación de austenita retenida a martensita, provocada por los esfuerzos aplicados en la superficie del material. 25

Fig. 2.18 Perfil de microdureza en función de la profundidad de una huella de desgaste por abrasión, en fundición nodular austemperada. (35)

Lerner et al. (36), investigaron el comportamiento de las ADI simulando las condiciones en las que trabajan engranajes y bujes de rodamientos. Para ello, ensayaron probetas ADI contra un disco de acero SAE 1045 templado y revenido. Dicho disco estaba en rotación y sin humedad. Encontraron que la resistencia al desgaste de las ADI era 4 veces mejor que las fundiciones nodulares perlíticas, 12 veces mejor que el bronce al estaño, 14 veces mejor que el bronce al aluminio y cerca de 1,3 veces mejor que fundiciones nodulares martensíticas. En la Fig. 2.19, se aprecia la variación del contenido de austenita con el tiempo de austemperado en fundiciones nodulares austemperadas. Al medir el contenido de austenita, luego de realizar ensayos de desgaste, se notó una disminución considerable producto de la transformación que sufre por los esfuerzos aplicados.

26

Fig. 2.19 Variación del porcentaje de austenita retenida con la temperatura de austemperado en ADI con y sin abrasión (9) Shimizu et al. (37), realizaron un estudio sobre la resistencia a la abrasión de las fundiciones nodulares incluyendo un grado de ADI. Para ello impactaron partículas sólidas a alta velocidad a distintos ángulos de ataque. De los resultados se destacó que la peor resistencia a la erosión se halla cuando el ángulo de impacto estaba entre 30 y 60°. Además, midieron los contenidos de austenita retenida previo y posterior al ensayo. Encontraron que el contenido volumétrico inicial de austenita era 40%, posterior a los ensayos de erosión, el contenido disminuyó entre un 3 a 4%. Indicando que los impactos indujeron la transformación de la austenita a martensita por TRIP.

Fig. 2.20 Variación de la resistencia al desgaste con la dureza de ADI y otras aleaciones, ensayo de desgaste ASTM G65 (húmedo) (38)

27

Fig. 2.21 Resistencia al desgaste por abrasión (ASTM G132) versus dureza en ADI y otras aleaciones (38)

En las Fig. 2.20 y 2.21, son mostradas comparativamente la resistencia al desgaste abrasivo según norma ASTM G65 y ASTM G132 que presentan las ADI, aceros bainíticos, aceros Q/T, aceros AISI 4140, fundiciones grises, entre otras aleaciones. Se aprecia la buena resistencia al desgaste que poseen las ADI, destacándose con mejor resistencia que aceros AISI 4140 (Q/T) y fundiciones nodulares templadas.

28

Capítulo 3. 3.1

PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

Introducción Bloques tipo Y colados de fundición nodular fueron cortados para

fabricar las probetas necesarias. Los bloques correspondían a un par de coladas de fundición nodular de composición química distinta. Fue posible distinguir tres etapas importantes en el desarrollo del trabajo. En primer lugar, la preparación de las probetas requeridas. En segundo lugar, la ejecución de los tratamientos térmicos necesarios y, en tercer lugar, los diferentes ensayos: análisis químico, análisis de dureza, análisis metalográfico, ensayo de desgaste ASTM G65, ensayo de erosión a alta velocidad ASTM G76 y estimación de propiedades mecánicas según método de D. Tabor. El trabajo se realizó en las dependencias de la empresa Küpfer Hermanos S.A y en los laboratorios dispuestos por el Departamento de Ingeniería Metalúrgica de la Universidad de Santiago de Chile. 3.2

Composición química de las fundiciones nodulares Se presentan los resultados de los análisis químicos realizados a

las fundiciones nodulares en su estado de colada (as-cast). Estos resultados corresponden a un promedio entre la composición química obtenida en su estado de colada el día de su producción y una segunda confirmación realizada por espectrometría de emisión óptica (ver Tabla 3.1 y 3.2). El análisis químico se realizó vía espectrometría de emisión óptica. Se utilizó un espectrómetro marca SPECTRO MAXx® (Stationary Metal Analyser), perteneciente al laboratorio SIMET, de la Universidad de Santiago de Chile. El equipo entregó un promedio de los elementos en las mediciones realizadas a las fundiciones nodulares en estado de colada. Las fundiciones nodulares no debían ser analizadas químicamente vía espectrometría de emisión óptica, sin embargo se usó el método para corroborar los contenidos de elementos aleantes que se tenían de las distintas coladas realizadas. La composición química obtenida, se utilizó para determinar los diagramas de transformación isotérmicos (TTT), a través de un software predictivo o de modelación de diagramas publicado por Edison Welding Institute; EWI (39). Las diferencias de elementos aleantes que presentaron los dos tipos de fundición fueron, en mayor medida, los principales determinantes de las propiedades observadas en este estudio. Como se revisó, la variación del contenido de aleantes modifica el comportamiento de la transformación ausferrítica. 29

Tabla 3.1 Resultados de los análisis químicos de la fundición nodular tipo A C, % Si, % Mn, % P, % S, % Cr, % 3,20 3,150 0,370 0,009 0,006 0,042 Al, % Cu, % Co, % Ti, % Nb, % V, % 0,006 0,810 0,017 0,001

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