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EVALUACIÓN Y CARACTERIZACIÓN DE LA RESPUESTA A DESGASTE DE DOS ALEACIONES DE
HIERRO FUNDIDO BLANCO
Iván Morales Becerra
Universidad de los Andes
Departamento de Ingeniería Mecánica
Bogotá, Colombia
Diciembre de 2007
IM-2007-I-19
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EVALUACIÓN Y CARACTERIZACIÓN DE LA RESPUESTA A DESGASTE DE DOS ALEACIONES DE
HIERRO FUNDIDO BLANCO
Iván R. Morales Becerra
Proyecto De Grado Para Optar Por El Título De Ingeniero Mecánico
Asesor: Wilson A. Hormaza Ph. D.
Universidad de los Andes
Departamento de Ingeniería Mecánica
Bogotá, Colombia
Diciembre de 2007
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Objetivos Específicos
1. Obtener mediante métodos de fundición, dos aleaciones estándar de
Hierro Blanco.
2. Desarrollar un código de programación que facilite el Balance de Cargas
para la fundición de las distintas aleaciones
3. Fundir en base a la ASTM A 532/A 532M-93a(2003), dos aleaciones de
Hierro Blanco.
4. Caracterizar las fundiciones obtenidas mediante pruebas de laboratorio
a. Análisis Metalográfico
b. Pruebas de Dureza Rockwell, Brinell y Microdureza Vickers
c. Análisis Micro-Estructural
d. Identificación de Micro-Constituyentes
e. Conteo de Microcontituyentes
5. Someter el material obtenido a pruebas de desgaste según la norma
ASTM G65.
6. Realizar los ajustes geométricos de las fundiciones para que cumplan con
loas dimensiones normalizadas por la norma ASTM G65.
7. Acondicionar la maquina de desgaste existente en los laboratorios de
Mecánica de la Universidad de los Andes.
8. Implementar un sistema de refrigeración para retrasar la degradación por
sobrecalentamiento de algunas piezas.
9. Fabricar una boquilla de Acero inoxidable que cumpla con las
especificaciones de la norma ASTM G65.
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Prefacio
Las fundiciones de Hierro Blanco son obtenidas a partir del control de la tasa de
enfriamiento de las fundiciones así como también controlando las
concentraciones de elementos químicos tales como el Carbono, Silicio,
Manganeso, Níquel, Cromo, Cobre, Molibdeno, entre otros. Dichas
combinaciones y controles térmicos, están enfocados en función de lograr que la
mayor cantidad posible carbono presente en la fundición, se encuentre en forma
de carburos. Este tipo de microestructuras hacen de los Hierros Blancos,
materiales muy duros y resistentes al desgaste, también presentan considerable
resistencia a la compresión y a su vez una baja resistencia al impacto y poca
maquinabilidad.
La presencia de distintos elementos de aleación, generan cambios importantes
en la morfología y composición de los carburos presentes, y a su vez producen
cambios en la estructura de la matriz y de sus microconstituyentes. Dichos
cambios en la estructura de la fundición afectan directamente las propiedades
mecánicas y químicas del material, haciendo de los Hierros Blancos, materiales
altamente versátiles.
El rol principal del material de la matriz consiste en proveer suficiente apoyo
mecánico a los carburos, de modo que se minimicen los efectos del desgaste,
como lo son la micro deformación, fracturas y el desprendimiento en forma de
capas del material (spalling).
Como se mencionó anteriormente, la capacidad de estos materiales está
también influenciada por la morfología y disposición de las microestructuras. Y
por ende mediante tratamientos térmicos específicos se puede alterar dicha
disposición y mejorar las propiedades mecánicas y químicas del material.
Actualmente se vienen utilizando tratamientos térmicos subcríticos y de
Desestabilización.
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Un tratamiento térmico subcrítico hace referencia a la permanencia del material a
temperaturas alrededor de 1000ºC de modo que permita la precipitación de
carburos en la matriz austenítica, reduciendo el contenido de aleantes en la
misma. Esta Austenita desestabilizada se transforma más fácilmente a
Martensita al momento del enfriamiento, lo que a su vez mejora las propiedades
mecánicas de la matriz. Bajo ciertas condiciones termodinámicas, la
transformación de la Austenita se ve retrasada, presentándose a temperatura
ambiente, granos o zonas de dicha Austenita inestable, llamada Austenita
Retenida. Los tratamientos a temperaturas subcríticas permiten que la Austenita
presente en la matriz se transforme en microestructuras más estables como la
Perlita o Ferrita.
Cuando los esfuerzos inducidos por fricción sobre la superficie de un material
son altos, se observan que las estructuras martensíticas presentan de dos a tres
veces mejor resistencia al desgaste que estructuras austeníticas, (Bayer, 1994)
Por otro lado (Tabrett & Sare, 1997), encontraron que a partir de 20 a 30% de
Austenita, la cantidad de masa perdida por abrasión era independiente de la
concentración de Austenita. Adicionalmente, determinaron que para
concentraciones por debajo de este intervalo, se presenta un aumento
significativo del desgaste. Este trabajo, desmiente la creencia en la relación
directa entre dureza y desgaste, ya que se presentaron muestras con niveles
considerables de Austenita (baja dureza), y que presentaron bajos niveles de
pérdida de masa por abrasión. De manera similar, encuentran que las muestras
con matrices predominantemente perlíticas, presentan baja resistencia al
impacto.
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Contenidos
OBJETIVOS...................................................................................................................... 3
PREFACIO........................................................................................................................ 4
CONTENIDOS .................................................................................................................. 6
1. INTRODUCCIÓN A LOS HIERROS BLANCOS ....................................................... 9
1.1. CLASIFICACIÓN SEGÚN LA ASTM ........................................................................... 10 1.2. REFERENCIAS......................................................................................................... 11
2. SOLIDIFICACIÓN Y DIAGRAMAS DE FASE......................................................... 12
2.1. DIAGRAMAS BINARIOS FE-C ................................................................................... 12 2.2. TRANSFORMACIÓN EUTÉCTICA DEL HIERRO ............................................................ 13 2.3. SOLIDIFICACIÓN Y TRANSFORMACIÓN DE FASES DE LOS HIERROS HIPOEUTÉCTICOS14 2.4. SOLIDIFICACIÓN Y TRANSFORMACIÓN DE LOS HIERROS HIPEREUTÉCTICOS ............. 15 2.5. LOS HIERROS BLANCOS Y SUS ALEANTES............................................................... 16 2.6. REFERENCIAS......................................................................................................... 18
3. MORFOLOGÍAS, MICRO-ESTRUCTURAS Y PROPIEDADES ............................. 20
3.1. CONSTITUYENTES CERÁMICOS................................................................................ 20 3.1.1. CARBUROS M3C................................................................................................... 21 3.1.2. CARBUROS M7C3 ................................................................................................. 22 3.1.3. GRAFITO.............................................................................................................. 24 3.2. CONSTITUYENTES DE MATRIZ METÁLICA ................................................................. 25 3.2.1. AUSTENITA .......................................................................................................... 26 3.2.2. FERRITA .............................................................................................................. 28 3.2.3. MARTENSITA........................................................................................................ 29 3.3. FASES NANO-COMPUESTAS.................................................................................... 31 3.3.1. PERLITA............................................................................................................... 31 3.3.2. BAINITA................................................................................................................ 32
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3.4. REFERENCIAS......................................................................................................... 33
4. PROCEDIMIENTOS PREVIOS A LA FUNDICIÓN ................................................. 35
4.1. DISEÑO DE MOLDES Y MODELOS............................................................................. 35 4.1.1. MOLDE PERMANENTE EN GRAFITO ....................................................................... 35 4.1.2. MODELO EN MADERA PARA COLAR EN MOLDE DE ARENA ...................................... 38 4.2. OBTENCIÓN DE LA ALEACIÓN.................................................................................. 40 4.2.1. SELECCIÓN DE ALEANTES .................................................................................... 40 4.2.2. CÁLCULOS DE BALANCE DE CARGAS..................................................................... 43 4.2.3. MÉTODO DE FUNDICIÓN ....................................................................................... 45 4.2.4. TEMPERATURA DE PRECALENTAMIENTO DEL MOLDE DE GRAFITO.......................... 45
5. CÁLCULOS, PRUEBAS Y PROCEDIMIENTOS RELATIVOS A LA FUNDICIÓN. 47
5.1. TEMPERATURA DE COLADA Y SÚPER-CALENTAMIENTO ........................................... 47 5.2. TIEMPOS DE ENFRIAMIENTO Y PERMANENCIA EN EL MOLDE ...................................... 48
6. CARACTERIZACIÓN DEL MATERIAL OBTENIDO............................................... 49
6.1. ANÁLISIS DE COMPOSICIÓN QUÍMICA....................................................................... 49 6.1.1. LABORATORIO UNIVERSIDAD NACIONAL ................................................................ 50 6.1.2. LABORATORIO INDUSTRIAS MAGMA S.A................................................................ 50 6.1.3. RESULTADOS OBTENIDOS .................................................................................... 51 6.2. CARBONO EQUIVALENTE......................................................................................... 51 6.2.1. RESULTADOS OBTENIDOS .................................................................................... 52 6.3. PRUEBAS DE DUREZA SUPERFICIAL ........................................................................ 53 6.3.1. RESULTADOS OBTENIDOS .................................................................................... 53 6.4. PRUEBAS DE MICRO-DUREZA SUPERFICIAL............................................................. 54 6.5. PRUEBAS METALOGRÁFICAS .................................................................................. 55 6.5.1. FUNDICIÓN 1 EN ARENA: F1A01 (20%CR, 4.6%C, 1.5%MO) ................................ 55 6.5.2. FUNDICIÓN 1 EN GRAFITO: F1G01 (20%CR, 4.6%C, 1.5%MO)............................. 58 6.5.3. FUNDICIÓN 2 EN GRAFITO: (F2G01) (35%CR, 2.4%C, 1.5%MO) .......................... 60 6.5.4. FUNDICIÓN 3 EN ARENA: (F3A01) (26%CR, 2.3%C, 2.0%MO).............................. 63 6.5.5. FUNDICIÓN 3 EN GRAFITO: (3G01) (26%CR, 2.3%C, 2.0%MO) ............................. 65
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6.6. FRACCIÓN VOLUMÉTRICA DE CARBUROS (CVF) ...................................................... 66 6.6.1. BASADO EN EL DIAGRAMA DE FASES .................................................................... 67 6.6.2. BASADO EN EL CARBONO EQUIVALENTE ............................................................... 67 6.6.3. BASADO EN ANÁLISIS DIGITAL DE IMÁGENES ......................................................... 68 6.6.4. RESULTADOS OBTENIDOS .................................................................................... 68 6.7. REFERENCIAS......................................................................................................... 69
7. PRUEBAS DE DESGASTE ABRASIVO CON ARENA .......................................... 71
7.1.1. EQUIPO DE PRUEBA (RWAT, RUBBER WHEEL ABRASIÓN TEST)............................ 71 7.1.2. CONDICIONES DE OPERACIÓN .............................................................................. 72 7.1.3. RESULTADOS OBTENIDOS .................................................................................... 72 7.2. REFERENCIAS......................................................................................................... 78
8. DISCUSIÓN DE RESULTADOS.............................................................................. 79
9. CONCLUSIONES .................................................................................................... 82
APÉNDICE A .................................................................................................................. 84
APÉNDICE D .................................................................................................................. 86
APÉNDICE F................................................................................................................... 87
ÍNDICE DE TABLAS Y FIGURAS.................................................................................. 89
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1. Introducción a los Hierros Blancos
Comúnmente se conoce por Hierro Blanco, a la fundición de hierro que al
romperse presenta una coloración blanca en la zona de fractura.
Dicha coloración blanca propia de este material, recae en la numerosa cantidad
de distintos carburos en la matriz metálica de cada material. Dichos carburos son
de alta dureza (900–3000 HV) y se presentan desde cementita (Fe3C), pasando
por Carburos perlíticos (FeC), Eutécticos de alto Níquel y Cromo (M3C y M7C3) y
otros carburos especiales (Mo2C, VC, NbC, TiC, entre otros). La alta fracción
volumétrica de estos carburos junto con una matriz metálica resistente, hacen
que estos materiales tengan una altísima resistencia al desgaste por abrasión,
incluso para algunas aleaciones de alto Cromo, una excelente resistencia a la
corrosión.
En la matriz, es posible encontrar fases Austeníticas, Ferríticas y/o Martensíticas,
así como fases compuestas como la Perlita o Bainita.
En la actualidad existen una amplia gama de composiciones que cumplen con
estas características, lo que lleva a serias confusiones a nivel industrial, en
cuanto a lo que se considera un Hierro Blanco. Actualmente en Colombia se
comercializan fundiciones blancas endurecidas con Níquel, y en menor cantidad,
las endurecidas con Cromo.
A nivel mundial tanto la ASTM de los Estados Unidos, como la EN de la Unión
Europea, han establecido estándares de clasificación para los hierros fundidos
resistentes a la abrasión, nombre con el cual se conocen las fundiciones
blancas.
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Para el caso de Norte América, los Hierros Blancos están regularizados por la
norma ASTM A532/A 532M, que lleva el nombre de Standard Specification for
Abrasion Resistant Cast Irons.
Por otro lado, la Unión Europea reunió los estándares nacionales de Francia,
Alemania, Suecia y el Reino Unido; y normalizó estos materiales bajo la norma
EN 12513:2001.
1.1. Clasificación Según la ASTM
El estándar que cobija las aleaciones blancas se encuentra en la norma ASTM
A532 (R2003). Esta norma especifica las siguientes características relacionadas
con los hierros resistentes a la abrasión (Hierros Blancos), a continuación se
esquematiza el contenido de dicha norma. 1. Información en ordenes de compra
a. Cantidad b. Número de Especificación, clase y tipo del material c. Descripción del Molde, Número de Modelo, dibujos del modelo. d. Tipo de elementos de enfriamiento en molde (En caso de tenerlos) e. Condición del tratamiento Térmico f. Nivel de Dureza
2. Método de Medición de dureza; Brinell, Rockwell, Vickers. 3. Métodos de Manufactura 4. Tipos de Tratamientos térmicos 5. Condición del Material
a. Fundido + Recocido en Proceso b. Endurecido c. Endurecido + Revenido, o d. Recocido para facilitar maquinado
6. Rangos acepTablas de Composición Química (Ver apéndice A1) 7. Microestructuras 8. Requerimientos de dureza (Ver apéndice A2)
De acuerdo ala composición química los Hierros Blancos, se observan 3 grandes
familias de aleaciones: 1. De Bajo Níquel, Bajo Cromo: También llamados Clase I o Ni-Hard, se caracterizan por
ser los de menor resistencia al desgaste, y por una dominante presencia de carburos del tipo M3C, primordialmente de la familia ferrosa. Debido a la presencia del Níquel, esta familia tiende a presentar matrices altamente duras, del tipo martensítico.
2. De Alto Níquel, medio Cromo: Esta familia es un tipo de Ni-Hard, en el que el mayor contenido de Cromo facilita la formación de un tipo distinto de carburos (M7C3), el cual es mucho mas duro, y presenta una mejor resistencia al desgaste.
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3. De Alto Cromo: Pueden dividirse en dos grandes grupos, Hipoeutécticos (<3.7%C) e Hipereutécticos (>3.7%C). Los primeros junto con la familia Eutéctica, muestran formaciones únicamente de carburos M7C3, mientras que los Hipereutécticos, presentan una mezcla de carburos M3C y M7C3.
Esta investigación esta enfocada a los hierros blancos aleados al Cromo, y por
ende los temas tratados estarán enfocados a desarrollar las propiedades y
características de este tipo de aleaciones.
1.2. Referencias [1] C.P TABRETT y I.R. SARE. The Effect of heat treatment on the abrasion
resistance of alloy white irons. En: Wear, vol 203, (1997), p 206-219
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2. Solidificación y Diagramas de Fase
A continuación se desarrollarán los temas correspondientes al la micro-
estructura de los hierros blancos y en especial a los hierros aleados al cromo. La
teoría contenida en estos capítulos hace parte de una recopilación de distintas
fuentes, las cuales están debidamente referenciadas al final de cada capitulo.
2.1. Diagramas Binarios Fe-C
Existen en general tres formas distintas en que todos los hierros solidifican;
como Hipoeutécticos, Eutécticos e Hipereutécticos. Cada una de estas tres es
determinada por el contenido de carbono en la aleación. Esta clasificación
proviene directamente del diagrama de fases del Hierro-Carbono, que en
realidad es de la forma Fe-Fe3C, el cual se muestra en la Fig. 2-1.
Fig. 2-1: Diagrama de fases Fe-C*
Este diagrama hace referencia a los posibles microconstituyentes, que
dependiendo de la composición de carbono en hierro, se pueden presentar. Se
** Tomado de (http://webpages.ull.es/users/mlaz/TEMARIO/T5PROBLEMAS.pdf)
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trata de un diagrama de transformación teórico, en donde la difusión prima
durante el enfriamiento, dejando las fases metaestables (bainita, martensita, etc)
por fuera de consideración.
2.2. Transformación Eutéctica del Hierro La transformación Eutéctica de hierro se denomina a la reacción invariante del
hierro liquido (4.3%C) a una fase compuesta de Austenita (γ) y Cementita
(Fe3C). Dicha transformación tiene la particularidad de ser isotérmica; lo que
implica que se da a una sola temperatura, sin importar el contenido de Carbono
de la aleación. Dicha temperatura toma el nombre de A1, y puede ser modificada
gracias a la adición de aleantes, ya sea para disminuir o aumentarla.
Cabe mencionar que la transformación Eutéctica es un término netamente
teórico, y realmente lo que sucede en la practica es que el hierro en estado
liquido contiene una serie de núcleos de solidificación en donde cada uno,
independientemente de los demás se solidifica de acuerdo a la composición
química de sus alrededores. Estas zonas de crecimiento tienen el nombre de
Colonias Eutécticas, y tienden a crecer en direcciones influenciadas por el
gradiente térmico durante la solidificación.
Por un lado si el crecimiento al interior de la colonia, está dominado por la
formación de carburos (Fe3C), la morfología de la colonia estará caracterizada
por una serie de capas alternadas de carburos (Fe3C) y austenita. De manera
análoga si la colonia Eutéctica no es dominada por ninguna de las dos fases
presentes (Fe-γ o Fe3C), se podrá observar una formación aparentemente
discontinua de carburos con la apariencia de un material poroso.
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2.3. Solidificación y Transformación de Fases de los Hierros Hipoeutécticos
Se denomina Hipoeutéctico a un Hierro con una composición de carbono entre
2.06 y 4.46% en peso.
Es importante recalcar en el hecho que estas transformaciones del hierro, hacen
referencia a transformaciones teóricas que no tienen en cuenta el factor
velocidad de enfriamiento del material, y por ende se asumen transformaciones
ideales (austenita, ferrita, perlita, cementita).
La transformación Hipoeutéctica del hierro comienza con la solidificación parcial
del liquido en granos de austenita, los cuales a medida que se enfrían, van
creciendo progresiva y direccionalmente en forma de Dendritas, las cuales son
en realidad átomos de hierro organizados en arreglos FCC que crecen en
dirección del gradiente térmico del material.
Dadas las características del arreglo cristalino FCC, la austenita recién
solidificada, tiende a incorporar en los intersticios de la celda, átomos capaces
de ocupar los espacios intersticiales, para el caso de los hierros blancos, estos
espacios tienden a ser ocupados principalmente por carbono, pero en presencia
de aleantes, la austenita puede también incorporar grandes cantidades de Mn,
Cu, Si y Ni. La presencia de átomos foráneos en la celda FCC, hace que la
transformación Austenita-Ferrita sea energéticamente más exigente,
estabilizando entonces dicha fase.
Inicialmente el material en estado liquido posee una composición de carbono
entre el 2.06 y 4.3%, pero al solidificarse, la austenita sólo puede solubilizar
(Incorporar en los intersticios) como máximo un 2% de carbono en peso. Esto
hace que a medida que crecen las dendritas, el liquido restante se enriquezca
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cada vez más en Carbono, llegando a una concentración lo suficientemente alta
como para permitir la formación de carburos.
Es en este punto donde el liquido sobresaturado en carbono alcanza la
temperatura de transformación Eutéctica, solidificándose en una mezcla de
austenita Pro-Eutéctica y carburos secundarios M3C. Una vez a solidificado, el
material presentará una estructura dendrítica de austenita, y en los espacios
restantes compuesto de austenita pro-Eutéctica y carburos M3C.
Al bajar la temperatura del material hasta el equivalente de la temperatura de
transformación Eutectoide (A1≈741oC), parte de la fase austenítica sufrirá una
desestabilización, y los arreglos de átomos de hierro pasarán de una celda FCC
a una estructura cristalina BCC (llamada Ferrita-α). La restante austenita,
sobresaturada en Carbono, se asociara en forma de M3C, formado la llamada
Perlita, particular de los aceros al carbono.
2.4. Solidificación y Transformación de los Hierros Hipereutécticos
Esta transformación esta dada para los hierros con composiciones entre 4.3 y
6.7%C. Para estos hierros, se tendrá un marcada dominancia por parte de la
fase M3C.
La transformación de los aceros Hipereutécticos puede esquematizarse de la
siguiente manera:
Liquido M3C + Liquido
M3C + Liquido M3C (1) + { M3C (2) + Fe-γ }
{ M3C (1) } + {M3C (2) + Fe-γ} M3C (1) + M3C (2) + Perlita
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Donde los carburos M3C (1), toman el nombre de Primarios y los M3C (2), el de
Secundarios.
De manera análoga a lo que sucede con los hierros Hipoeutécticos, en donde la
segregación de átomos desde las dendritas al liquido determina su estabilidad a
temperatura ambiente; Para los hierros Hipereutécticos, la difusión de átomos al
interior de los carburos primarios, determina que tan tratable térmicamente será
la matriz final. Esto implica, que los elementos que tienen un efecto endurecedor
durante un tratamiento térmico, son aquellos que se rechazan en los carburos
primarios, permaneciendo de manera sobresaturada en la matriz austenítica. Los
elementos incorporados al interior del carburo, son estabilizados en forma de
mas carburos (Fe3C en los carburos primarios tipo Cr7C3).
2.5. Los Hierros Blancos y sus Aleantes
Tabla 2.1: Efecto de los Aleantes en Propiedades Mecánicas† Endurecimiento Resistencia Tenacidad Maquinabilidad
Boro Carbono Cromo
Manganeso Molibdeno
Fósforo Titanio
Carbono Cobalto Cromo Cobre
Manganeso Molibdeno
Níquel Niobio
Fósforo Silicio
Tantalio Tungsteno Vanadio
Calcio Celerio Cromo
Magnesio Molibdeno
Níquel Niobio
Tantalio Telerio
Vanadio Zirconio
Plomo Manganeso
Fósforo Selenio Azufre Telerio
Dados los altos requerimientos mecánicos de los hierros utilizados en
aplicaciones de desgaste, se requiere que con la adición de aleantes específicos
se modifique la distribución, localización y forma de las distintas curvas de
transformación (ver Tabla 2.1 y
† Tomado de (Durand-Charre, M., 2003)
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). De modo que para determinada aleación que sea fundida, colada, enfriada y
tratada bajo las condiciones especificadas, se logre obtener una piezas con las
propiedades y dimensiones especificas, que una vez en funcionamiento, cumpla
con los requerimientos mecánicos y de vida útil esperada.
Para el caso de esta investigación, el Cromo, juega un papel fundamental, ya
que es el elemento en mayor proporción y, de alguna manera, el responsable por
la formación de los carburos que retrasan la abrasión. Para los hierros blancos
estándar (bajo norma) el contenido de Cromo varia de 1 a 30% en peso.
Tabla 2.2: Efecto de los aleantes sobre Micro Estructura
EFECTO
Segregación Dureza Fases Comentarios
C Alta solubilidad en la Austenita, baja
en la Ferrita
Alta al promover la formación de carburos y
martensita
Tiende a hacer retener la Austenita. Baja Ms
Afecta directamente la morfología, micro estructura y propiedades de
los hierros fundidos
Mn Igual en Carburos y dendritas Debil (Mn3C)
Baja A1, estabiliza la Austenita Deprime la formación de
Martensita
Es usado para facilitar el uso de Tratamientos térmicos, ya que baja
la temperatura de austenizacion (A1)
Si Se deposita
totalmente en la matriz
Tiende a disminuir la dureza al formar perlita y
Grafito
Desestabiliza la cementita, y forma Grafito y Ferrita
Tiende también a formar Perlita.
Se adiciona, para mejorar la resitencia a la oxidación y fluidez
en la fundición.
Ni Alta en las Dendritas,
Rechazado por los Carburos
Debil (As-Cast) Bueno en adiciones de Mo,
Ti y Al (precipitación de Ni3X)
Baja A1, estabiliza la Austenita
En Exceso, facilita la formación de grafito.
Tiene un efecto favorable, al disminuir A1, mejorando la
capacidad de endurecimiento. Mejora la tenacidad.
Cr
Alta en los carburos, es altamente
rechazado por las dendritas.
Alta, al promover la formación de carburos
M7C3.
Baja A1, estabiliza la Austenita Sube la temperatura liquidus
Para contenidos de <12%, aumenta la resistencia a la
corrosión y oxidación a altas temperaturas.
Mo
Alta en los carburos, peor
también es segregado a la
matriz y dendritas.
Alto, Carburos (Mo2C, Mo3Fe3C y Fe2MoC3) Endurecimiento por
precipitación de carburos
Estabiliza la Ferrita-δ Tiende a formar una fase
metaesatble Mo2C, la cual se deposita en bordes de fase.
Cu Muy Baja
solubilidad en los carburos
Alta, endurecimiento por precipitación durante el revenido. Previene la formación de perlita
Tiende a estabilizar la Austenita Retenida
El efecto endurecedor se vera magnificado por la cantidad de
carburos en la matriz. Al bajar Ms, promueven la
formación de autenita retenida, y puede llegar a disminuir la dureza
El efecto del Cromo en las fases de los Hierros, se observa en la Fig. 2-3, la cual
representa un diagrama de fases ternario en 3D. Este muestra una única
superficie que equivale al barrido de la línea liquidus junto con el punto de
transformación Eutéctica del diagrama Fe-C ordinario. Este diagrama es
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sumamente importante para el análisis y la caracterización de los Hierros
Blancos, al mostrar el tipo de constituyente(s) primario(s) que solidificará(n) en el
material, ya sea Austenita, Ferrita, M7C3, M23C6, M3C o alguna combinación,
como se podría abstraer de la Fig. 2-2.
Dependiendo del tipo de Morfología y Micro-estructura que se tenga a
temperatura ambiente, el usuario podrá tener una idea de cuales propiedades
mecánicas deberá esperar del dicho material, así como la posibilidad de tratarlo
térmicamente.
Fig. 2-2: Proyección de la superficie
liquidus del diagrama de fases Fe-C-Cr‡
‡ Tomado de (Durand-Charre, 2003, Fig 4-4-5)
Fig. 2-3: Superficie Liquidus para el
diagrama de fases Fe-C-Cr§
§ Tomado de (Laird, Gundlach & Röhrig, 2000,
Fig 2-9)
2.6. Referencias [1] Laird, G., Gundlach, R. & , Röhrig, K. (2000). Abrasion-Resistant Cast
Iron Handbook. American Foundry Society.
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[2] Smith, W. F. (1981). Structure and Properties of Engineering Alloys.
McGraw-Hill Publishing Co.
[3] Durand-Charre, M. (2003). La microstructure des aciers et des fontes.
Tomado el 19/04/2007, de: http://perso.orange.fr/microstructure-damas/
[4] Raynor, G.V. & Rivlin, V.G. (1988). Phase Equilibria in Iron Ternary
Alloys. The Institute of Metals. The Bath Press, UK, p. 143.
[5] Fundamentos de Ciencia de Materiales. Tomado el 11/06/2007, de:
http://webpages.ull.es/users/mlaz/TEMARIO/T5PROBLEMAS.pdf
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3. Morfologías, Micro-Estructuras y Propiedades
A pesar de que existen tres grandes familias, todos los hierros blancos presentan
una distribución de diferentes tipos de carburos en una matriz metálica
determinada. Algunos autores se refieren a este tipo de combinaciones como
Materiales Nano-Compuestos. Para el caso de los Hierros Blancos, se pueden
obtener combinaciones de matrices metálicas y carburos cerámicos hasta de un
50% de carburos en fracción de volumen (Laird, Gundlach & Röhrig, 2000). A
continuación se presentan lo distintos tipos de microconstituyentes que se
pueden observar en las aleaciones de Hierro Blanco.
3.1. Constituyentes Cerámicos
Fig. 3-1: Microscopias electrónicas de las morfologías de los carburos M3C y M7C3
*
Los constituyentes cerámicos juegan un papel fundamental en las excelentes
propiedades de resistencia al desgaste de los Hierros Blancos, debido
principalmente a su altísima dureza y elevada fracción en volumen (CVF,
Carbide Volume Fraction). Dado que los Hierros Blancos contienen una
considerable cantidad de aleantes, durante el enfriamiento se presenta una
* Tomado de (Randle & Laird II, 1993) excepto imagen del extremo derecho, la cual fue tomada por el autor
de este documento
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2121
variedad de transformaciones eutécticas que, dependiendo de la concentración
de los diferentes aleantes, precipitan en la matriz distintos tipos de carburos.
3.1.1. Carburos M3C
Tabla 3.1: Información relevante de los Carburos M3C
Aleantes Principales %C Densidad (g/cm3)
Estructura Cristalina
Crecimiento Morfología
Dureza (HV)
Energía Gibgs
(kJ/mol) Principalmente Fe y en Ni-Hards hasta 5%Cr y 1.5%Ni. Alta solubilidad al Mn, puede disolver
hasta 17%Cr.
6.7–6.9 7.4–7.6 Ortorrómbica
Crecimiento de bloques de
placas en forma continua
800-1100 +1 a -10
3.1.1.1. Morfología
Existen básicamente 2 variaciones en la forma en que solidifican los carburos
M3C; en forma de Placas ortorrómbicas y en forma de agujas. Se ha establecido
que tanto la composición de Carbono, como la tasa de enfriamiento de la
aleación determina la forma de crecimiento de los carburos, siendo para los
Hipoeutécticos en forma de placas (ver Fig. 3-1(b)), y para los Hipereutécticos en
forma de Ledeburita. Para los hierros Eutécticos se presenta una mezcla de las
dos morfologías principales.
Otra forma en que se pueden formar los carburos M3C, es vía transformación
estado sólido (contraria a la formación vía solidificación). Los carburos que se
forman de esta manera son llamados, Secundarios, aludiendo a que son
formados después de la solidificación, y en los hierros blancos tienden a
presentarse en forme de agujas (fur balls, ver Fig. 3-1). Un ejemplo muy
conocido es la Perlita, presente también en los aceros al carbono, la cual es una
composición laminar de Ferrita y Cementita (Fe3C), que se “deposita”, en la
matriz austenítica durante el enfriamiento después de la temperatura de
austenización. Para el caso de los Hierros Blancos, este tipo de morfologías se
presenta en las aleaciones de Níquel de bajo Cromo, ya que este último en
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2222
concentraciones más altas, actúa como un inhibidor de la transformación
perlítica.
3.1.1.2. Propiedades Mecánicas
Como se observa en la Tabla 3.1, los carburos M3C presentan una dureza
promedio de 950HV, valor que no es considerablemente alto al traterse de un
carburo metálico (comparable con una dureza 70HRC de un acero). Un factor a
tener en cuenta al evaluar el desempeño mecánico de dichos carburos, recae en
el porcentaje en volumen de dicho constituyente.
Como se mencionó anteriormente, el porcentaje de Cromo tiene una directa
relación con la formación de dichos carburos. Se ha encontrado que para
concentraciones de Cromo bajas (<0,5%Cr), la estabilidad química (Energía
Libre de Gibbs) de la cementita, baja al tal punto que tiende a descomponerse en
Grafito. Dicha propiedad química de este cerámico junto con la presencia de
algunos aditivos a base de Silicio, es aprovechada por los fundidores de hierros
para Nodulizar la fundiciones grises.
En las fundiciones blancas, se debe mantener los contenidos de Silicio por
debajo de un 2% en peso, ya que dicho elemento facilita la transformación del
carburo Fe3C en grafito, el cual tiene pésimas propiedades a desgaste (15-
40HV), y puede llegara actuar como un poro en la matriz .
3.1.2. Carburos M7C3
Tabla 3.2: Información relevante de los Carburos M7C
Aleantes Principales %C
Densidad (g/cm3)
Estructura Cristalina Crecimiento Morfología
Dureza (HV)
Energía Gibbs
(kJ/mol) 24-50 %Cr
Puede contener también Mo (<7%)
y V (<30%)
8.6–8.9 6.6–6.9 Romboédrica (PseudoHexagonal)
Crecimiento, de Barras o Placas en direcciones de
enfriamiento preferenciales.
1000-1800
-10 a -20
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2323
3.1.2.1. Morfología
La configuración especifica de los carburos tipo M7C3, es sumamente importante
para el estudio de los hierros resistentes a la abrasión, ya que es el factor
determinante para diferenciar micro-estructuralmente los Hierros Blancos
ordinarios de los aleados. En otras palabras, la presencia de carburos M7C3,
marca la diferencia entre los Ni-Hards de baja aleación y los aleados al Cromo.
De manera similar a lo que sucede con los carburos M3C, el contenido de
carbono afecta la forma y el tipo de crecimiento de los carburos M7C3. Para el
caso de los hierros Hipoeutécticos, las colonias de estos carburos crecen de
manera confinada, principalmente por los limites físicos impartidos por las
colonias eutécticas de Austenita. Dando como resultado un crecimiento de corto
alcance, debido a la interferencia de las distintas Dendritas que se forman
durante la solidificación.
Para el caso de los hierros Eutécticos y los Hipereutécticos la forma de estos
carburos es función de la tasa de enfriamiento de los mismos. Por un lado, si se
está analizando un corte perpendicular al gradiente de enfriamiento, se
observaran partículas fragmentadas a lo largo de la matriz, las cuales
corresponden a colonias en forma de barras que tienden a crecer en dirección
del gradiente térmico. Este tipo de constituyentes tiende a crecer formando
cuerpos sólidos homogéneos con tendencia a formar arreglos hexagonales, que
en ciertos casos pueden ser equiláteros o en forma de placas (ver Fig. 3-1).
Por otro lado si se observa un corte en dirección paralela al gradiente de
enfriamiento, se observará que los carburos están orientados en direcciones
preferenciales, y tendrán forma de barras alargadas.
3.1.2.2. Propiedades Mecánicas
Dentro del rango de durezas de los carburos encontrados en las aleaciones
ferrosas, los de tipo M7C3, son de un rango medio-bajo (1200-1600 HV), estando
en promedio por debajo del carburo de Molibdeno (1500 HV). Para el caso de los
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Hierros Blancos usados en la industria, el uso de los carburos con durezas
mayores (ej: Mo2C, WC, VC, TiC y B4C) deja de ser viable por su alto costo.
Un aspecto importante a tener en cuenta es la anisotropía de la dureza de estos
carburos. Cuando se indenta una muestra en la misma dirección de crecimiento
del carburo (dirección axial) se pueden obtener valores de dureza de hasta
1500HV, pero al realizar la medición en la dirección perpendicular al crecimiento,
se pueden obtener valores de incluso 1000HV. Esto se debe los posibles
arreglos cristalinos; ya sea Pseudohexagonal o Romboédrico. Estos arreglos
poseen varias direcciones de deslizamiento, lo cual hace posible que las
dislocaciones se muevan con mayor o menor facilidad dependiendo del plano
que se este dislocando.
3.1.2.3. Propiedades Químicas
La resistencia al ataque químico de estos carburos es bastante buena. Se ha
establecido que a medida que el contenido de Cromo aumenta, la estabilidad
estequiométrica del carburo mejora (la energía negativa de Gibbs aumenta),
dando como resultado una mejor estabilidad química, y una mayor resistencia a
la corrosión (Neville, Reza, Chiovelli & Revega, 2006).
Por un lado en medios Oxidantes (HNO3 y H2O2) estos carburos permanecen
estequiométricamente estables, al formarse en la superficie una capa de Oxido
de Cromo, similar a la de los aceros inoxidables, la cual actúa como barrera
física y química al agente oxidante. Contrario a lo que sucede con agente
reductores (HCl y H2SO4), los cuales disuelven totalmente el carburo, dejando a
sus paso, espacios vacíos que son nuevamente atacados, y así sucesivamente,
destruyendo la integridad estructural, química y mecánica del material.
3.1.3. Grafito
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2525
Tabla 3.3: Información relevante del Grafito
Fase %C Densidad (g/cm3) Estructura Cristalina Morfología
Dureza (HV)
Grafito 100 2.175 Hexagonal Hojuelas (+Si) Nodulos (+Si+Mg) 15-40
Las inclusiones de grafito en los Hierros Blancos, no son del todo perjudiciales.
Se ha encontrado que en ciertas aleaciones, una muy leve presencia de hojuelas
de grafito, ha mejorado la resistencia al choque térmico; al actuar como focos de
expansión dentro del material, impidiendo que se formen grietas por los
esfuerzos inducidos.
Al igual que en los hierros grises, al aumentar el contenido de Silicio en la
aleación, se inhibe la formación de carburos, y por el contrario, se Grafitiza el
carbono. Los Hierros Blancos con altos contenidos de Silicio, presentan
constituyentes cerámicos y hojuelas de grafito a lo largo de una matriz
primordialmente austenítica. Si se adiciona Magnesio a la fundición, las hojuelas
tomaran forma de nódulos, lo cual aumenta la tenacidad, pero diminuye
significativamente la resistencia al desgaste.
A excepción de algunas aplicaciones para trabajo en caliente, este tipo de
constituyentes no son deseables en los Hierros Blancos.
3.2. Constituyentes de Matriz Metálica Al igual que en los Aceros, en las distintas aleaciones de Hierro Blanco se
pueden presentar tres fases distintas: Austenita, Ferrita y Martensita. Donde
cada una de estas, presenta propiedades mecánicas diferentes, y por ende el
desempeño a desgaste de cualquier aleación estará parcialmente determinada
por la fracción volumétrica de cada fase y constituyente.
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Fig. 3-2: Micrografías de hierros blancos con matriz metálica de austenita (izquierda) y
martensita (derecha)†
Adicionalmente se pueden presentar fases laminares. Este tipo de fases son
llamadas también Fases Nano-Compuestas, que es el caso de la Perlita y la
Bainita, las cuales presentan dimensiones del orden de 10-9m.
3.2.1. Austenita
Tabla 3.4: Información relevante de la Austenita
Aleantes Principales %C Densidad (g/cm3) Estructura Cristalina Morfología Dureza (HV)
Compuesto por los elementos segregados de los carburos: Si,
Cu, Ni y Cr 0.8-2.0 7.84 FCC Dendrítica 250 - 500
Esta morfología hace referencia a una de las múltiples alotropías del hierro. Se
trata de un arreglo FCC de átomos de Hierro, con espacios intersticiales
octaédricos. La Austenita tiende a retener (solubilizar) átomos intersticiales
(principalmente Carbono y Nitrógeno). Con la adición de algunos elementos
substitucionales (Cromo, Manganeso, Níquel, Molibdeno, etc.) se puede mejorar
la solubilidad del Carbono en la Austenita. Esto mejora considerablemente las
propiedades mecánicas del material; Estabilizando la fase a temperatura
ambiente, y aumentando la dureza de la matriz.
† Tomado de (Yescas-Gonzalez & Bhadeshia, 2001 )
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2727
3.2.1.1. Morfología
Este constituyente crece en forma de Dendritas durante la solidificación, las
cuales tienen un contenido de Carbono del 0.3 al 2.11%C, el cual varia al
aumentar el contenido de Cromo. El hecho que la Austenita tenga un mayor
contenido de Carbono, hace que la temperatura de estabilización de la fase
disminuya, hasta tal punto, que puede estabilizarla a temperatura ambiente,
abriendo la posibilidad de obtener fundiciones de Hierros Blancos de matriz
austenítica. Dichos fases estabilizadas tienen el nombre de Austenita Retenida,
o Metaestable.
3.2.1.2. Propiedades Mecánicas
Es difícil determinar la dureza de la Austenita, debido al hecho que al indentarse
la Dendrita (aumento de energía), se inducen esfuerzos locales que
transformaran la estructura FCC en una BCT, la cual corresponde a la Martensita
que es más dura. Por ende la lectura de dureza de dicha morfología, será un
valor aproximado entre la dureza de la Martensita y la de la Austenita retenida.
Por otro lado los valores de dureza cambian con el contenido de aleantes que
estén disueltos en la fase (Cr, Mo, Mn, etc). Para el caso de los Hierros Blancos,
se tiene que la dureza para los de baja aleación varia entre 250-350 HV, ya para
los de alto Cromo se encuentra entre 300 y 600 HV.
La Austenita presente en los hierros blancos presenta una fuerte resistencia al
ataque oxidante, y una baja o casi nula, resistencia al agentes reductores.
Debido a esta afinidad por los agentes oxidantes, es que se la matriz se ataca
con el reactivo de Vilella (HCl, Ácido Pírico y alcohol etílico).
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3.2.2. Ferrita
Tabla 3.5: Información relevante de la Ferrita
Aleantes Principales %C
Densidad (g/cm3)
Estructura Cristalina Morfología
Dureza (HV)
Compuesto principalmente por
Fe
0.02@723oC <5x10-5%C@20oC 7.86 BCC Dendritas 215-270
Existen dos tipos de Ferrita presentes en las aleaciones de hierro, la ferrita α que
tiene una máxima solubilidad en hierro de 0.0218%C a 727oC, y la ferrita δ, la
cual tiene una máxima solubilidad a aproximadamente de 0.2%C a 1450oC. No
es común hablar de Ferrita δ en las aleaciones más comunes de ingeniería, ya
que dicha fase esta presente, únicamente a temperaturas por encima de los
1400oC, lo cual no es una condición de trabajo frecuente para dichas aleaciones
(aceros). Diferente a lo que sucede con algunas aleaciones de Hierros Blancos,
para la cual el contenido de cromo tiene un efecto directo frente a la forma del
diagrama de fases Fe-C.
3.2.2.1. Morfología
Al igual que la Austenita, la solidificación de esta fase es dendrítica en dirección
del gradiente térmico. Debido a la estructura cristalina del tipo BCC, la ferrita
presenta una baja solubilidad de carbono. Esto abre la posibilidad de obtener
fases ferríticas inestables, que al ser tratadas térmicamente se transforman a
estados de menor entropía, como la Perlita para el caso de las aleaciones con
alto carbono. Al igual que todas las fases estudiadas, el cromo aumenta la
estabilidad de la ferrita, lo cual hace que se tenga la posibilidad de obtener
matrices ferríticas para contenidos de carbono altos (2%C – 32%Cr).
Resulta imposible diferenciar las dendritas de ferrita de las de Austenita por
métodos ópticos. Se requiere entonces evaluar las microestructuras posibles
basadas en los diagramas de fase, y evaluar propiedades mecánicas, como la
dureza.
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3.2.2.2. Propiedades Mecánicas
Dada la baja solubilidad del carbono en la ferrita, esta presenta bajos índices de
dureza, los cuales no son útiles en ingeniería (215-270 HV). Al adicionar
aleantes como el Cr, V, Ti, Nb, Ta y Zr; la red cristalina de la ferrita se
distorsiona, aumentando su dureza y su capacidad de solubilizar carbono,
mejorando a su vez otras propiedades mecánicas.
3.2.3. Martensita
Tabla 3.6: Información relevante de la Martensita
Aleantes Principales %C Densidad (g/cm3)
Estructura Cristalina Morfología Dureza (HV)
Similar a la austenita 5x10-5 - 2 7.63 BCT Placas Macladas o
Paralelas 300-900
Esta morfología corresponde a una alotropía la Austenita, la cual es resultado de
una distorsión de la celda FCC a BCT, debida principalmente al rápido
enfriamiento de la Austenita. Al ser una transformación instantánea, la Martensita
retiene el contenido de carbono de la Austenita, sufriendo un endurecimiento
adicional por precipitación de fase, y uno por acumulación de dislocaciones.
Existen básicamente dos métodos para obtener Martensita. Al partir de una
matriz perlítica, se realiza un tratamiento térmico (Ej: Austenizar + Enfriamiento
en aire). O adicionalmente, mediante la adición de suficientes Austenizantes se
podría durante el enfriamiento, transformar parte de la Austenita a Martensita,
obteniéndose una matriz nano-compuesta de Martensita y Austenita retenida.
Existe también la posibilidad de tratar térmicamente dicha estructura, logrando
una Martensita revenida, y parte de la Austenita retenida en una mayor cantidad
de Martensita. Este último procedimiento aumenta la dureza de la matriz, y
mejorara la tenacidad de la pieza.
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3.2.3.1. Morfología
La Martensita de los Hierros Blancos puede tomar dos morfologías distintas;
Placas Paralelas (Agujas) o Placas Macladas (Lenticular). La formación de
alguna de estas dos morfologías depende básicamente del contenido de carbono
de la aleación, y del grado de aleantes que se tengan.
Para el caso de los hierros de alto Cromo, se tenderá a formar Martensita en
forma de agujas paralelas. Mientras que para los de baja aleación, la
transformación de FCC a BCT es mucho mas energética y multi-direccional,
formando una Martensita en forma de placas entrecruzadas, muy parecidas a un
Zig-Zag.
3.2.3.2. Propiedades Mecánicas
La dureza de la Martensita está asociada al alto contenido de carbono de la fase,
así como a la alta acumulación de dislocaciones por el cambio de fase.
La capacidad de formación de la fase Martensítica está totalmente regida por el
contenido de Carbono de la Austenita. A medida que se aumenta el carbono, se
hace más difícil obtener martensita, ya que se disminuye la temperatura de
transformación y se estabiliza la fase austenítica. Esta característica de los
hierros y aceros, hace que el endurecimiento de la martensita sea limitado, pero
abre la posibilidad a tratar térmicamente la austenita retenida y obtener
martensita secundaria, que siendo menos dura tiende a ser más tenaz. Dicho a
tratamiento se le llama Revenido, y en ciertos casos, puede aumentar la dureza
del material, pero en general, mejora la tenacidad al estabilizar la martensita
mediante la precipitación del exceso de carbono en forma de carburos (ε).
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3.3. Fases Nano-Compuestas
Las fases nano-compuestas hacen referencia a morfologías particulares que
resultan de la combinación de dos constituyentes de distinta naturaleza (Metal -
Cerámico). Se trata de arreglos estructurales de las distintas alotropías del
hierro, alternadas en formas distintas. Este tipo de constituyentes son
sumamente importantes para las aleaciones del hierro, ya que se trata de fases
que se obtienen mediante muchos de los tratamientos térmicos industriales. El
tipo de arreglos son función de la velocidad de enfriamiento del material,
composición, morfología y propiedades mecánicas.
Se usa el término Compuesto, al hacer referencia a los Materiales Compuestos,
los cuales tienen la particularidad de ser arreglos de materiales de distinta
naturaleza (Cerámico – Metal – Polímero), que al ser organizados de
determinada manera, constituyen un material distinto al de sus constituyentes
con propiedades mecánicas y físicas únicas. Por otro lado, el uso del prefijo
Nano, hace referencia al orden de magnitud de los constituyentes de dichas
fases, que es del orden de centésimas de μm,
3.3.1. Perlita
Tabla 3.7: Información relevante de la Pelita
Aleantes Principales %C Densidad (g/cm3) Morfología Dureza (HV) Compuesto por Ferrita
y Fe3C 0.8% 7.78 Estructura laminar de ferrita y cementita 250-450
Durante el enfriamiento, la Austenita tenderá a convertirse en ferrita, en donde el
carbono tiene una solubilidad casi despreciable. Este carbono segregado, tiende
a asociarse estequiométricamente en forma de carburos, al mismo tiempo que
se asocia la ferrita, se forman placas alternadas de Ferrita y M3C. Este tipo de
fenómeno fisico-químico, es en realidad función del tiempo, ya que lo que ocurre
realmente es una separación física de los átomos (difusión) de hierro y carbono.
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3232
Por esta razón, tanto la composición de la fase, como su morfología y
propiedades químicas, variarán de acuerdo con la tasa de enfriamiento, que en
sí, determina el tiempo permitido para la difusión.
3.3.1.1. Morfología
Compuesta por Ferrita y Carburos M3C, la perlita constituye una fase
metaestable en forma de placas alternadas Metal-Carburo. Cuyos espesores,
son función de los elementos presentes y de la temperatura. Para tasas de
enfriamiento bajas, se obtendrán placas gruesas y bien definidas, y a medida
que se aumenta la velocidad de enfriamiento, la difusión se vera retrasada,
formando placas mas delgadas.
3.3.1.2. Propiedades Mecánicas
Las durezas varían de acuerdo al espaciamiento de las placas; siendo más
duras las gruesas, Obteniéndose un rango posibles durezas entre 250 y 450 HV.
Debido al alto grado de aleantes presentes en los hierros blancos, existe durante
el enfriamiento una alta posibilidad de obtener fases distintas en una misma
muestra, dificultando la diferenciación y caracterización de los distintos
constituyentes de la muestra.
3.3.2. Bainita
Tabla 3.8: Información relevante de la Bainita
Aleantes Principales %C Densidad (g/cm3) Morfología Dureza (HV)
Compuesto por Ferrita y Fe3C. En exceso de carbono, tiende a segregar carbono en forma de
carburos
0.8% 7.7-7.8
Estructura lenticular de
ferrita y cementita.
250-450
Debido a que el rango de temperaturas de crecimiento de la bainita se encuentra
entre los de la perlita y de la martensita, esta presenta propiedades tanto de la
una como de la otra. Se ha encontrado que la velocidad formación de la bainita
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3333
no está controlada del todo por el carbono, y que por el contrario tiende a ser
casi instantánea, lo cual le aporta ciertas propiedades de la martensita, como
una mayor dureza.
3.3.2.1. Morfología
Existen únicamente dos tipos de bainita, la superior y la inferior. La superior hace
referencia a su temperatura de formación, la cual está cerca de la perlita,
haciendo que la bainita superior sea más parecida a ésta, que a la martensita.
De manera análoga, la bainita inferior, es más parecida a la martensita. lo cual
contribuye a tener propiedades mecánicas similares a las de la martensita.
Resulta sumamente difícil diferenciar estructuras bainíticas inferiores de la
martensita, ya que durante el ataque químico, ambas resultan ser igualmente
atacadas por el acido reductor, lo que dificulta su diferenciación a la luz del
microscopio.
3.3.2.2. Propiedades Mecánicas
Los rangos de dureza son relativamente altos (350 – 600 HV), pero resulta
industrialmente muy costoso obtener dichas fases, ya que los tiempos de
difusión pueden variar de horas a días, incurriendo en costos energéticos que no
son significativos frente a las propiedades mecánicas obtenidas en el material.
3.4. Referencias
[1] Laird, G., Gundlach, R. & , Röhrig, K. (2000). Abrasion-Resistant Cast
Iron Handbook. American Foundry Society.
[2] Fan C., Chen M., Chang C. & Wu W. (2006). Microstructure change
caused by (Cr,Fe)23C6 carbides in high chromium Fe–Cr–C hardfacing
alloys. Surface and Coatings Technology, Volume 201, Issues 3-4, 5, pp
908-912.
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3434
[3] Randle, V & Laird II, G (1993). A microtexture study of eutectic carbides
in white cast irons using electron back-scatter diffraction. Journal of
Materials Science, Volume 28, No. 15, pp 4245-4249.
[4] Neville, A., Reza, F., Chiovelli, S. & Revega, T. (2006). Characterization
And Corrosion Behavior Of High-Chromium White Cast Irons.
Metallurgical And Materials Transactions, Volume 37a, pp. 2339-2347
[5] Metallography Examples - Materials Evaluation & Engineering. Tomado
el 11/062007 de: http:// www.mee-inc.com/metal1.html
[6] Yescas-Gonzalez, M. A. & Bhadeshia, H. K. (2001). Cast Irons. Tomado
el 12/06/2007 de: http://www.msm.cam.ac.uk/phase-
trans/2001/adi/cast.iron.html
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3535
4. Procedimientos Previos a la Fundición
4.1. Diseño de Moldes y Modelos Uno de los objetivos principales de esta investigación requiere el control de la
tasa de enfriamiento del material al ser colado. Para alcanzar dicha condición, se
implementaron dos sistemas de coladas distintos. Por un lado se buscó un
enfriamiento lento, y por el otro uno mucho mas rápido.
Inicialmente se pensó utilizar enfriadores localizados al interior de los moldes de
arena, pero finalmente se optó por utilizar un molde permanente, de modo que
se tuviera la certeza de mantener una regularidad en el enfriamiento de las
piezas.
4.1.1. Molde Permanente en Grafito
La Tabla 4.1 resume los requerimientos iniciales para el diseño del molde
permanente, en comparación con las propiedades ofrecidas por los distintos
materiales que se utilizan industrialmente para la fabricación de moldes de
fundición. Se optó por escoger al grafito, como material de fabricación del molde
permanente, debido a su excelente capacidad de desmoldeo y a la facilidad del
maquinado.
4.1.1.1. Material
El material fue comprado en de bloques de [120 x 65 x 25 mm], de grafito
isotáctico referencia R4140.
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3636
Tabla 4.1: Paralelo entre los requerimientos de diseño y propiedades de materiales posibles
GRAFITO ACERO HIERRO GRIS
Maquinabilidad / Acabado Superficial
Permite ser fácilmente maquinado. El acabado
superficial es superior al de los metales, trabajados
bajo las mismas condiciones.
Su alta dureza exige un proceso de maquinado de
baja velocidad. Lo que incrementa los costos de
maquinado.
El molde debe ser fundido a las dimensiones
aproximadas , y luego ser maquinado a las medidas exactas del
molde. Desmoldeo de Piezas
La permeabilidad del
grafito es excepcional, lo que facilita el desmoldeo de las piezas, incluso sin ángulos de salida en los
diseños
EL desmoldeo esta dado principalmente por el
diseño de los ángulos de salida de la pieza.
Al ser colando hierro, puede haber tendencia a la
adhesión del material liquido a las paredes del
molde
Al igual que el acero, el desmoldeo está regido por
el diseño del molde. El acabado superficial podría deteriorar dicho proceso.
Disponibilidad de material
Existe sólo una empresa en Colombia que importa el
grafito en bloques.
La alta demanda por parte de inyectoras y extrusoras,
hace existan varias empresas que proveen a la
industria de este materiales.
LA disponibilidad es ilimitada, al ser una
fundición de chatarra. El problema radica en la
fundición directa del molde
Costos de Material El grafito de menor tamaño de grano (R4140), tiene un
costo aproximado de $80,000 /kg
Acero ASTM XXXX, tiene un costo en el mercado de aproximadamente $XXXX
El kilo de chatarra de hierro ronda los $1,000. Debe
adicionarse los costos de fundición, y de fabricación
del modelo en madera. Costos de Maquinado BAJOS ALTOS MUY ALTOS
4.1.1.2. Diseño del Molde
Los planos correspondientes al molde en grafito se encuentran en el Apéndice .
Los cálculos de contracción de las pieza son los siguientes: Dimensiones de la Probeta de desgaste: [ 75 x 25 x 12.5 mm ] Volumen de la Probeta = 23437.5 mm3 Coeficiente de contracción* = 21mm/m Dimensiones ajustadas de la probeta: [ 76.575 x 25.525 x 12.763 mm ]
Por otro lado en el diseño del molde se implementó una Mazarota, para la cual
se realizaron los siguientes cálculos:
* Tomado de ASM Hand Book Vol 1, Properties and Selection, ASM International 1990.
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37
3737
( ) ( )( )
( ) ( )
( )
◊
=
=⇓
>→>=→⋅=⋅=
⋅=
⋅≅⇒⋅=
⋅=
=→=
=
>
mmhmm
mmmmAV
hhA
hV
AV
AV
hA
hV
mmAV
mmAmmV
AV
AV
Mazarota
Mazarota
MazarotaM
M
FundiciónMazarota
r
r
FundiciónF
M
FundiciónMazarota
3020
88.14372.34
5.1
4
35.14
72.3670824940
2
2
2
3
φ
φφ
φπφ
πφ
πφ
πφ
4.1.1.3. Proceso de Maquinado
El maquinado de las dos caras del molde fue llevado a cabo mediante
herramientas CAD/CAM, en un centro de mecanizado FADAL modelo VMC.
El acabado superficial del molde fue el obtenido a la ultima pasada del programa,
correspondiente a una fresa redonda, operanda con un Spindle de 3500RPM.
4.1.1.4. Modo de Utilización
Una de las ventajas en el uso de moldes permanentes de grafito es su fácil
manejo. NO se requieren tomar medidas especiales durante la fundición excepto
una previa des-humidificación y precalentamiento.
Para evitar problemas durante la colada, se diseñó un sistema de sujeción
compuesto por dos placas de acero ensambladas por tornillos de Acero
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38
3838
inoxidable, que ejercen un presión que evita que el molde no se separe. Como lo
muestra la Fig. 4-1.
Fig. 4-1: Sistema de acople del molde
4.1.2. Modelo en Madera para Colar en Molde de Arena
Tradicionalmente en la industria de la metalúrgica se utilizan moldes en arena
para la fabricación de piezas fundidas, debido al bajo costo que imparte la
fabricación de dichos moldes, y a la fácil reproducción de los patrones en
distintos moldes.
Para esta investigación, se decidió implementar la fabricación de un modelo en
madera de 2 probetas para desgaste, junto con los sistemas de alimentación.
4.1.2.1. Material
Para la fabricación del modelo en madera se utilizó MDF, y laminas de TRIPLEX
de distintos calibres. Adicionalmente el modelo fue recubierto con una laca, de
modo que no absorbiera humedad.
4.1.2.2. Diseño del Modelo
Las dimensiones de las probetas fueron calculadas de la misma forma que en el
molde de grafito, pero se sobredimensionó el espesor en 3mm, de modo que se
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39
3939
pudieran rectificar las caras expuestas a desgaste. El diseño del modelo en
madera está detallado en el Apéndice A
Otro factor a recalcar, es el de los ángulos de salida de las probetas. Este ángulo
debe estar presente en todas las superficies verticales del modelo, debido a que
el mismo debe ser extraído de la arena sin deintegrar las paredes de la
impresión. Para este modelo se implementaron en cada pared ángulos de salida
de 5o.
El modelo en madera fue diseñado de modo que el sistema de alimentación
fuera presurizado; de forma que al momento de colar, no se absorba aire por el
vertedero. Un molde presurizado tiene que guardar una relación de áreas
determinadas en las secciones del molde, de forma que los cambios de presión
en el liquido al pasar por el sistema de alimentación no generen vació al interior
del molde de arena.
Seccion 3q 11x11
Seccion 2q 13.5x13.5
Seccion 1O 25
{ }5.0:75.0:1oPresurizad Sistema
50.075.0
2421123645.132
491254
13
12
223
222
221
⇓⋅=
⋅=↓=⋅=
=⋅=
==
AAAA
cmAcmA
cmA π
Fig. 4-2: Sistema de Alimentación Presurizado
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40
4040
4.1.2.3. Proceso de fabricación
Las piezas fueron cortadas con los ángulos determinados usando una sierra sin-
fin con base escualizable, de modo que se cumplieran con las dimensiones
especificadas en la norma de desgaste.
4.2. Obtención de la Aleación
4.2.1. Selección de Aleantes
Para la obtención de las aleaciones propuestas se realizó un análisis exhaustivo
de los productos y materiales que la industria metalúrgica utilizaba, de modo que
proyectado a futuro, los resultados de esta investigación fueran representativos
para la industria*.
La producción y distribución de Ferro Aleantes esta estandarizada por la norma
ASTM A 1025 – 05, Standard Specification For Ferroalloys And Other Alloying
Materials.
4.2.1.1. Ferro-Cromo (Fe-Cr HC y Fe-Cr LC)
Estandarizado por la norma ASTM A101, en la cual se especifican los rangos
apropiados para cada grado y tipo de Ferro Cromo (ver Anexo C1). Para el
balance de cargas de las distintas muestras, se utilizaron dos especificaciones,
Alto Carbono (HC) y Bajo Carbono (LC). Las cuales vienen en forma de rocas
que pesan en promedio 70gr.
* La totalidad de los Ferro Aleantes utilizados en esta investigación fueron comprados en Quintal S.A, y
cada uno de estos proviene de un mismo cargamento, de modo se pueda asegurar la homogeneidad de la
composición de cada material
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41
4141
Para un mayor control de la carga en el horno, se llevó a cabo un análisis de
composición química del Ferro-Cromo de Bajo Carbono, el cual arrojó los
siguientes resultados:
Tabla 4.2: Resultados de análisis químico para una muestra de Ferro Cromo de Bajo
Carbono C Mn Si Ni Cr Mo Cu P S
Prom. 0.396% 0.347% 1.532% 0.728% 52.7% 0.083% 0.033% 0.017% 0.018% Desv. 0.059% 0.038% 0.138% 0.648% 5.673% 0.006% 0.006% 0.001% 0.012%
La composición promedio de los elementos encontrada con el análisis químico
fue utilizada en el balance de cargas descrito en el numeral 4.2.2.
4.2.1.2. Ferro-Níquel (Fe-Ni)
Este ferro-aleante es de composición estándar y viene en forma de pellets de
aproximadamente 3mm de diámetro.
Debido que a se desconocía la procedencia de ese aleante se realizó un análisis
químico para determinar su composición, en el cual se obtuvieron los siguientes
resultados:
Tabla 4.3: Resultados de análisis químico para una muestra de Ferro Níquel Std
C Mn Si Ni Cr Mo Cu P S
Prom. 0.031% 0.050% 0.28% 39.4% 0.177% 0.010% 0.055% 0.013% 0.029%
Desv. 0.022% 0.028% 0.061% 0.000% 0.013% 0.005% 0.016%
La composición promedio de los elementos encontrada por el análisis químico
fue usada en el balance de cargas descrito en el numeral 4.2.2
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42
4242
4.2.1.3. Ferro-Molibdeno (Fe-Mo)
Este ferro-aleante se encuentra estandarizado por la norma ASTM A 132, en
donde se especifican los rangos de composición química y el estudio de
granulometría del mineral. Debido a la baja disponibilidad del material, debido a
su alto costo ($130,000.oo /kg), fue imposible realizar un análisis químico, por lo
que se determinó seguir con los estándares para dicho aleante
4.2.1.4. Ferro-Sílico-Manganeso (Fe-Si-Mn)
Este Ferro-Aleante esta estandarizado por la norma ASTM A 99, en donde se
especifican los rangos de composición química y el estudio de granulometría del
mineral.
4.2.1.5. Ferro- Manganeso (Fe-Mn HC)
Este ferro-aleante se encuentra estandarizado por la norma ASTM A 701, en
donde se especifican los rangos de composición química y el estudio de
granulometría del mineral.
Este ferro-aleante se consigue en dos presentaciones; Alto y Bajo Carbono.
Para la aleación de las muestras se utilizó Ferro-Manganeso de Alto Carbono, ya
que estaba planeado que este aleante fuese la principal fuente de carbono.
4.2.1.6. Cobre (Cu)
El cobre presente en las aleaciones obtenidas fue extraído de retazos de
cableado eléctrico, el cual tiene una composición aproximada de 99%Cu.
4.2.1.7. Chatarra de Acero Bajo Carbono Bajo Silicio (Scrap)
Se trata de la fuente principal de Hierro utilizándose retales de acero ANSI 1020.
Esta chatarra tuvo que ser cortada en trozos de 1 pulgada de altura de modo que
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43
4343
el horno de inducción tuviera un núcleo homogéneo, que garantizara una
fundición sin interrupciones. Debido a que no había certeza de la composición de
dicha chatarra, se realizo un análisis químico que entregó los siguientes
resultados:
Tabla 4.4: Resultados de análisis químico para una serie muestras de Chatarra de
ANSI1020 C Mn Si Ni Cr Mo Cu P S
Prom. 0.223% 0.572% 0.151% 0.102% 0.163% 0.025% 0.191% 0.015% 0.018%
Desv. 0.022% 0.028% 0.017% 0.027% 0.067% 0.017% 0.066% 0.004% 0.012%
La composición promedio de los elementos arrojada por el análisis químico fue
usada en el balance de cargas descrito en el numeral 4.2.2.
4.2.1.8. Retornos de Fundiciones de Alto Cromo (RF#)
De manera tal que se pudiera tener un ahorro en el volumen de aleantes
fundidos, se utilizaron retales de fundiciones de alto cromo. Se tenia previsto
utilizar chatarra comercial de alto cromo, pero fue imposible conseguir dicho
material, por lo que se terminó utilizando los retornos de las primeras dos
coladas (mazarotas, sistemas de alimentación y lingotes de material sobrante).
4.2.2. Cálculos de Balance de Cargas
Para el calculo apropiado de la carga de aleantes necesarios para la obtención
de las aleaciones proyectadas, se desarrolló un software en lenguaje java el cual
basado en una composición teórica (target) y en el peso de chatarra a fundir,
calcula automáticamente el peso de cada carga de aleante. Como variables de
salida, el programa muestra la composición calculada que tendrá la fundición, el
error asociado a dicho calculo. Por otro lado dicho programa es auto ajustable,
ya que basado en los resultados del análisis químico de la fundición, ajusta las
cargas de modo que las perdidas asociadas a oxidación, escoria, etc, sean
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4444
asumidas en la siguiente fundición. El diagrama de flujo del programa se muestra
en el Apéndice D.
Se proyectaron en total tres (3) fundiciones, y para cada una se realizó el
balance de cargas con el software ya mencionado, adicionalmente se llevó a
cabo un análisis químico de modo que se pudiera comparar el cálculo y el
resultado real de cada aleación. A continuación se muestra la Composición
Objetivo (Tabla 4.5) y el Balance de Cargas (Tabla 4.6) para cada una de las tres
fundiciones.
Tabla 4.5: Composiciones Objetivo para las Fundiciones Realizadas
Peso
%C %Mn %Si %Ni %Cr %Mo %Cu
Fundición 1 3.00% 1.50% 1.50% 1.00% 25.00% 2.00% 1.20%
Fundición 2 2.5% 1.50% 1.50% 1.00% 25.00% 1.50% 1.20%
Fundición 3 2.5% 1.50% 1.00% 1.00% 25.00% 2.00% 1.00%
Tabla 4.6: Balance de Carga para las fundiciones Realizadas
Peso
Fundición 1 Fundición 2 Fundición 3
Chatarra de Acero 2000 gr 1000.00 gr 1000.00 gr
Retornos Fundición 1 - 1955.00 gr 875.00 gr
Retornos Fundición 2 - - 1963.00 gr
Retornos Fundición 3 - - - Ferro Cromo LC - 940.5 gr 309.0 gr
Ferro Cromo HC 1535.6 gr -
Ferro Molibdeno 127.9 gr 52.9 gr 72.8 gr Ferro Níquel 92.9 gr 75.2 gr 25.8 gr
Ferro Manganeso - 34.4 gr 35.1 gr Ferro Silicio - - -
Ferro Sílico-Manganeso 69.4 gr - -
Cobre 42.4 gr 43.5 gr 15.0 gr
TOTAL FUNDICIÓN 3868 gr 4102 gr 4296 gr
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4545
4.2.3. Método de Fundición
Los procesos de fundición se llevaron a cabo en el laboratorio de metalurgia de
la Universidad Nacional de Colombia Sede Bogotá. Se realizó en un horno de
inducción de frecuencia variable.
Para la fundición del material se utilizó un crisol de Carburo de Silicio con
capacidad para 5kg de carga, aislado con un recubrimiento refractario Sílico-
Aluminoso con un grano de 3mm, el cual fue preparado de acuerdo con las
composiciones y curvas de temperaturas suministradas por el fabricante†.
4.2.3.1. Carga del Horno
El proceso de cargar el horno tiene un orden específico, y corresponde al grado
de oxidación de los aleantes. En donde se deben cargar primero los de menor
oxidación y por ultimo los de mayor. A continuación el orden recomendado para
cargar el horno. 1. Chatarra de Bajo Carbono 2. Retornos De Hierro Blanco 3. Ferro Molibdeno, Ferro Níquel y Cobre 4. Ferro Cromo 5. Ferro Manganeso 6. Ferro Silicio.
4.2.4. Temperatura de Precalentamiento del Molde de Grafito
Este procedimiento es esencial, ya que determina la calidad de la fundición.
Cuando el metal liquido entra en contacto con las paredes del molde, empieza
inmediatamente el proceso de solidificación (ver capitulo 2). Cuando las paredes
del molde están frías, este proceso es mucho mas agresivo, el gradiente térmico
† Información correspondiente al Cemento Refractario CONCRAX 1500, producto de la Empresa de
Refractarios Colombianos S.A.
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46
4646
entre el metal (1400oC) y el molde (20oC), ocasiona un choque térmico que
puede llegar a fracturar el molde, o generar grietas internas en el material.
El precalentamiento del molde tiene dos grandes objetivos; Por un lado se
reduce el gradiente térmico, al mismo tiempo que se elimina la posible humedad
que absorbe el molde del ambiente. Esto permite que menos volumen de metal
se solidifique instantáneamente, lográndose un mejor acabado superficial y
alargando la vida útil del molde.
Se recomienda para moldes permanentes en grafito una temperatura de
precalentamiento de 250oC. Esta temperatura no es absoluta, y es producto de
un balance cuantitativo de la disminución del gradiente térmico y de los costos
asociados a la operación del horno.
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4747
5. Cálculos, Pruebas y Procedimientos Relativos a la Fundición
Durante el proceso de fundición, una infinidad de variables determinan la calidad
del producto final, al mismo tiempo parte de dichas variables afectan los costos
de producción. Para que un proceso de fundición sea exitoso en todo sentido, el
conocimiento y control de las variables pertinentes es necesario.
5.1. Temperatura de Colada y Súper-Calentamiento
El proceso comienza por la fundición de la chatarra de acero y los retornos de
hierro blanco. A aun temperatura promedio de 1650oC, el hierro y los otros
metales se encuentran en estado liquido, permitiendo que los elementos de
aleación se homogenicen en el liquido.
La temperatura de Súper-Calentamiento se define como la diferencia entre la
temperatura a la que se vierte el metal en el molde y la temperatura a la cual el
metal empieza a solidificar. Como se observa en diagrama de fases Fe-C-Cr en
la Fig. 2-2, la composición de Carbono y Cromo determinan la temperatura de
solidificación de cada aleación, en donde existe un limite inferior para el cual la
temperatura es mínima (hierros Eutécticos).
Para las aleaciones estudiadas en esta investigación, se manejaron
temperaturas de Súper-Calentamiento que están alrededor de los 100oC, que
corresponden a una Tcolada = 1450oC y TLiquidus = 1340oC.
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48
4848
5.2. Tiempos de enfriamiento y permanencia en el molde El ciclo de enfriamiento de las piezas fue independiente de su composición
química, y corresponde a la curva de enfriamiento desde el estado liquido de
cada aleación hasta la temperatura ambiente.
Fig. 5-1: Curvas de enfriamiento para las probetas fundidas en los distintos tipos de molde
0 200 400 600 800 1000 1200 1400
0 200 400 600 800 1000Tiempo, (s)
Temp, (°C) Molde
Molde Grafito
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4949
6. Caracterización del Material Obtenido
Las muestras fundidas fueron preparadas de modo que se alterara al mínimo la
condición termodinámica de las aleaciones, fueron realizadas en pro de
caracterizar cada una de las aleaciones por completo. El proceso de
caracterización de cada una de las muestras se observa a continuación:
1. Preparación de Probetas
a. Remoción de Arena – Limpieza b. Corte de Alimentadores
2. Preparación superficial a. Pulido de bordes b. Rectificación de superficies c. Ajustes en Rugosidad (lijado) d. Análisis Químico
3. Cálculos Relacionados a la composición Química a. Carbono Equivalente b. Fracción Volumétrica de Carburos
4. Pruebas de Dureza a. Rockwell C b. Brinell 10/3000
5. Preparación Metalográfica a. Lijado: 80-120-240-300-400-600-1000-1200 b. Pulido c. Alúmina: 0.3μm & 0.01μm d. Ataque Químico (Reactivo Vilella)
6. Micrografías Ópticas (50x-2000x) a. Identificación de Micro estructuras b. Identificación de Constituyentes c. Inclusiones y Defectos Estructurales
7. Pruebas de Micro-Dureza a. Muestras Atacadas b. Indentación Vickers: 50gr y 100gr c. Medición Aristas a 500X.
6.1. Análisis de Composición Química Las pruebas de composición química fueron realizadas en Espectrómetros de
Emisión por chispa, marca VARID SPECTROVAC. Las superficies de las
muestras fueron pulidas con lija 80, hasta obtener superficies libres de óxidos,
arena, poros, y demás defectos de la fundición. Se tomaron en promedio 4
muestras de cada material, y se evaluaron los resultados con promedios y
desviaciones estándar.
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50
5050
6.1.1. Laboratorio Universidad Nacional
Se contó con un espectrómetro BARID SPECTROVAC con capacidad para
medir 20 elementos. Está calibrado para una variedad de materiales, como
aceros al carbono, inoxidables, herramientas, fundiciones grises y nodulares. Los
resultados de dichas mediciones se observan en la Tabla 6.1.
Tabla 6.1: Información correspondiente a las muestras analizadas en la Universidad
Nacional Nombre Muestra No. Muestras No. Quemas Fecha
Chatarra Acero M01- 04 4 12 03/26/2007
Ferro Níquel M05-06 2 7 03/27/2007
Ferro Cromo LC M07 1 5 04/10/2007
Fundición 1 F1G01 1 6 03/30/2007
Es importante mencionar que el nivel de precisión de este equipo está dado por
el material con el cual se ha calibrado. Los resultados obtenidos para las
muestras M05-06, M07 y F1G01, no son del todo confiables, debido a que la
composición de algunos de los elementos se encontraban fuera de los rangos de
calibración.
La composición de Cromo en las muestras de M07 y F1G01, se determinó al
restar del 100% teórico, la suma de los porcentajes de los demás elementos; Fe,
C, Mn, Si, Ni, Mo, S y P, dando como resultado un valor aproximado a la
composición. Análogamente se realizó el mismo procedimiento para determinar
el contenido de níquel en las muestras M05 y M06.
6.1.2. Laboratorio Industrias Magma S.A
Se contó con un espectrómetro BARID SPECTROVAC con capacidad para
medir 17 elementos. Está calibrado específicamente para fundiciones de hierro
gris, nodular y blanco. Los resultados de dichas mediciones se observan en la
Tabla 6.2
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5151
Tabla 6.2: Información correspondiente a las muestras analizadas en industrias Magma S.A.
Nombre Muestra No. Muestras No. Quemas Fecha
Fundición 2 F2G01 1 5 04/19/2007
Fundición 3 F3G01 1 2 04/24/2007
A diferencia de los resultados del espectrómetro de la Universidad Nacional, los
datos obtenidos con este equipo son totalmente confiables. Este aparato está
calibrado especialmente para Hierros Blancos, y por ende las composiciones de
todos los elementos son directamente encontradas para cada medición.
6.1.3. Resultados Obtenidos
A continuación se muestran los resultados obtenidos para las muestras de las
fundiciones realizadas en esta investigación:
Tabla 6.3: Composición química en peso de las fundiciones realizadas
%Fe %C %Mn %Si %Ni %Cr %Mo %Cu %P %S
72.61% 4.49% 1.38% 1.52% 0.18% 19.65% 1.47% 0.19% 0.01% 0.02% F1G
±0.58% ±0.23% ±0.28% ±0.42% ±0.11% ±0.03% ±0.005% ±0.01%
56.49% 2.414% 0.998% 1.369% 1.423% 34.57% 1.470% 1.230% 0.015% 0.023% F2G
±0.02% ±0.02% ±0.06% ±0.13% ±0.17% ±0.02% ±0.09% ±0.005% ±0.005%
64.90% 2.321% 1.358% 1.242% 1.047% 25.95% 2.075% 1.063% 0.021% 0.023% F3G
0.00% 0.03% 0.01% 0.02% 0.16% 0.01% 0.01% 0.00% 0.00%
6.2. Carbono Equivalente La presencia de ciertos elementos como el Si, Ni o P, tienden a modificar la
solubilidad y reactividad del Carbono. Esta condición ha sido estudiada
ampliamente, determinándose correlaciones equivalentes para cada tipo de
hierro.
CEGris = %C + 1/9(%Si) + 1/4(%P) (Eq. 1)*
*( Moore, 1972)
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52
5252
CEHCr = %C + 0.0474 x (%Cr) (Eq. 2)†
La ecuación 1, contempla el efecto del Si, y es usada en fundiciones grises y
nodulares. Para el caso de los hierros blancos de alta aleación, se debe tomar
en cuenta el contenido del Cr, el cual tiene el efecto inverso del Si. Mientras que
el Silicio, favorece la asociación del Carbono en la forma de Grafito, el Cromo,
aumenta el índice de la actividad del carbono, favoreciendo la formación de
compuestos estequiométricos de mayor energía ecuación 2.
6.2.1. Resultados Obtenidos
A continuación se observan los resultados obtenidos para las muestras de las
fundiciones realizadas en esta investigación:
Fig. 6-1: Fase de solidificación Eutéctica para cada aleación
† (Matsubara, Ogi, & Matsuda. 1981)
Peso% C
F3
F2
F1
Peso
% C
r
CE
CE
CE
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53
5353
Tabla 6.4: Resultados de Carbono Equivalente en las fundiciones Realizadas %C %Cr CEGris CEHCr
F1G 4.49% 19.65% 4.66% 5.42%
F2G 2.414% 34.57% 2.57% 4.05%
F3G 2.321% 25.95% 2.46% 3.55%
La Fig. 6-1 presenta el tipo de solidificación de las distintas aleaciones, se
tomaron en cuenta los valores teóricos de carbono equivalente, ya que es este el
que determina la verdadera actividad de dicho elemento. Se observan tres tipos
distintos de solidificación; por un lado la aleación 1 presenta una solidificación de
carburos Eutécticos tipo M7C3, mientras que para la fundición 2 la fase de
solidificación se encuentra entre la fase de los carburos M7C3 y M23C6. Para la
fundición 3, se tendría una estructura totalmente Eutéctica, lo cual implicaría una
solidificación en austenita y carburos secundarios.
6.3. Pruebas de Dureza Superficial Los resultados de dureza superficial fueron obtenidos de acuerdo a los
procedimientos estandarizados por la ASTM para medición de durezas Rockwell
C. Para que la muestra fuera representativa se tomaron 4 probetas de cada
fundición, y se indentó en 5 oportunidades la superficie de desgaste.
Tabla 6.5: Información de procedimientos para Pruebas de Dureza Microscópica
Norma Indentador Carga Datos Referencia
Rockwell ASTM E 1815 - 2007 Pirámide Diamante 150kg 4 x
Muestra HRC
Brinell ASTM E 1816 - 2007 Esfera Acero 10mm 3000gr 4 x
Muestra HB 10/3000
6.3.1. Resultados Obtenidos
Los resultados obtenidos corresponden a todas las probetas que fueron
sometidas a pruebas de desgaste (ver Capitulo 0). Los resultados promedio de
cada material se observan en la Tabla 6.6
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54
5454
Tabla 6.6: Resultados de Medición de Dureza para las Fundiciones Muestras HRC
Grafito 1 55.6 ± 0.55 F1
Arena 2 49.1 ± 0.55
F2 Grafito 4 49.32 ± 1.34
Grafito 4 56.20 ± 1.77 F3
Arena 4 50.05 ± 1.87
6.4. Pruebas de Micro-Dureza Superficial Los resultados de Micro-dureza superficial fueron obtenidos de acuerdo con los
procedimientos estandarizados por la norma ASTM E384-06, Standard Test
Method for Microindentation Hardness of Materials. Las indentaciones fueron
tomadas sobre las superficies metalográficas descritas en el numeral 6.4. Las
indentaciones y su posterior medición, se realizaron en un Microdurómetro LECO
M400 G2, el cual tiene un sistema óptico de medición, y un conversor automático
de unidades (μm – HV). Se utilizaron cargas de 50 a 500gr, dependiendo del
tamaño de la micro-estructura indentada.
6.4.1.1. Resultados Obtenidos
La Tabla 6.7 presenta los resultados obtenidos de microdureza de las distintas
fases. Para algunas fases fue imposible la indentación, ya que el tamaño de la
indentación sobrepasaba el área de la fase, incurriéndose en una medicion
errada.
Tabla 6.7: Resultados de Medición de Micro-Dureza para las Fundiciones
Carburos Primarios
Carburos Secundarios Matriz Fe-γ + Carburos
Axiales (HV50)
Placas (HV50)
Axiales + Fe-γ (HV50)
Granos (HV50)
Austenita (HV50)
Martensita (HV50)
Laminas (HV50)
1459.4 1306.4 1182.8 1244.6 483.4 642.6 680.6 Arena F1A01 ±34.3 ±61.1 ±63.5 ±77.8 ±21.4 ±34.2 ±38.1
1396.8 1202.8 1003.0 - 618.0 694.4 - F1
Grafito F1G01 ±51.0 ±97.7 ±46.1 - ±59.0 ±49.2 -
1249.4 - 952.4 - 442.8 642.7 538.5 F2 Grafito F2G01 ±60.2 - ±37.3 - ±36.5 ±29.8 ±25.2
1101.5 - - - 425.3 979.2 616.2 Arena F3A01 ±82.7 - - - ±32.5 ±18.6 ±44.7
F3
Grafito F3G01 997.0 - 843.4 - 545.7 718.0 -
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55
5555
±92.4 - ±42.4 - ±8.5 60.8 - (1) Los valores con le prefijo ±, corresponden a la desviación estándar de la medición
6.5. Pruebas Metalográficas
Las microestructuras de las fundiciones trabajadas se encuentran en la Fig. 6-2 a
Fig. 6-6. Las imágenes fueron tomadas sobre superficies pulidas para muestras
metalográficas, de acuerdo con la norma ASTM E3. Las muestras estudiadas
corresponden a las probetas de desgaste designadas como: F1A01,
F1G01,F2G01,F3A01 y F3G01. La superficie metalográfica se observa en la Fig.
7-1. Las muestras fueron lijadas (desde lija No. 60 hasta No. 1200) y luego
pulidas con alúmina en suspensión (3μm y 0.5μm) hasta lograr una superficie
espejo. Todas las muestras fueron atacadas durante 30 segundos con el reactivo
Vilella (5ml HCl, 1ml Ácido Pírico, 100ml Etil o Metil Alcohol).
Las micrografías ópticas en fueron tomadas por una cámara digital de 4.1 Mega
píxeles. Los archivos obtenidos fueron modificados en tamaño hasta lograr una
dimensión de 640x480 píxeles. Las imágenes mostradas a continuación están a
un 40% del tamaño real (640x480 pix).
6.5.1. Fundición 1 en Arena: F1A01 (20%Cr, 4.6%C, 1.5%Mo)
(a) (b)
Cr7C3 (Ia)
Cr7C3 (Ib)
Matriz Carburos
Fe-γ* + Cr7C3 Cr7C3 (II)
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Fig. 6-2: Micrografías ópticas de la fundición 1 colada en Molde de Arena:
(a) 50X, (b) 200X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella.
La muestra F1A01, presenta una matriz primordialmente Austenítica con un alto
contenido de carburos secundarios al interior de los espacios interdedríticos.
Exhibe una considerable cantidad de carburos eutécticos en forma de placas
como de barras.
6.5.1.1. Austenita (Fe-γ)
Representa la matriz metálica de esta fundición, y se encuentra en forma de
granos. Teóricamente la austenita se debe convertir a temperatura ambiente en
ferrita-α, pero el alto contenido de cromo en al aleación la estabiliza,
presentándose la estructura actual (Fig. 6-2). La dureza medida de dicha fase es
de 483.4±21.4 HV, que entra dentro del rango de 300-600 HV (Fairhurst &
Röhrig, 1974).
6.5.1.2. Carburos Primarios
Se observan carburos Eutécticos en toda la superficie estudiada, tanto
hexagonales (barras) como en placas, aunque con una tendencia mayor a
formar placas. Las placas presentan una dureza levemente menor comparada
con la dureza de los carburos en barras; 1459.4±34.3 HV contra 1306.4±61.1
HV. Diferencia probablemente causada por la anisotropía propia de la celda
hexagonal del carburo Cr7C3. Adicionalmente se tiene en muchos de los
MnS
Fe-γ
Cr7C3 (II)
Cr7C3 (II) (c) (d)
Cr7C3 (Ib)
Fe-γ
Cr3C (II)
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carburos Eutécticos acumulaciones de austenita-γ retenida la cual deteriora de la
dureza de la fase a 1182.8±63.5 HV.
6.5.1.3. Carburos Secundarios
Estos carburos tienen la tendencia a formar aristas a 120o, coincidiendo con la
estructura cristalina hexagonal del carburo Cr7C3. Los mediciones de
microdureza en dicha microestructura muestran una dureza de 1244.6±77.8 HV,
valor acorde con las mediciones hechas en otros estudios (Fairhurst & Röhrig,
1974).
En la Fig. 6-2 (c) se observa en detalle la interfaz carburo primario y carburo
secundario. Presentando formas redondeadas, atípicas de los carburos Cr7C3.
Dicha morfología esta asociada al carburo Cr3C, el cual se forma por los residuos
segregados del carburo primario y de la transformación peritéctica de los hierros
hipereutécticos (L + M7C3 M3C) (Doğan, Hawk & Laird 1997).
6.5.1.4. Martensita
La martensita presente en esta fundición se observa como una franja oscura al
borde de los granos de austenita. Dicha fase tiende a transformase por la gran
acumulación de energía que existe en los espacios intergranulares, lo cual
favorece la transformación Cúbica de Cuerpo Centrado (BCC) a Tetragonal de
cuerpo centrado (BCT).
6.5.1.5. Fases Nano-compuestas
Se presentan alrededor de los carburos primarios láminas alternadas de
carburos secundarios y austenita. Se observa que parte de la austenita
contenida dentro de las laminas de carburos está parcialmente transformada en
martensita (Fe-γ*), reflejando un color mas oscuro. También se observaron dos
morfologías para estas laminas; una gruesa visible a 200X, y otra mucho más
fina, visible a 2000X, siendo esta última muy escasa.
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6.5.1.6. Otros
Debido al alto contenido de Mn (1%), se observan inclusiones interdendríticas de
Sulfuro de Manganeso (MnS) (Laird, Gundlach & Röhrig, 2000). Se distinguen
estructuras oscuras al interior de los carburos primarios a lo largo de toda la
superficie metalográfica, causadas por un desprendimiento abrasivo en el
proceso de lijado. La Fig. 6-2 (c) muestra en detalle la superficie afectada.
6.5.2. Fundición 1 en Grafito: F1G01 (20%Cr, 4.6%C, 1.5%Mo)
Fig. 6-3: Micrografías ópticas de la fundición 1 colada en Molde de Grafito: (a) 50X, (b) 500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella.
La muestra F1G01, presenta una matriz de Austenita y Martensita. A diferencia
de F1A01, no exhibe carburos secundarios en granos. Muestra una considerable
cantidad de carburos eutécticos de menor tamaño tanto en forma de placas
como en barras.
(a)
(c) (d)
(b)
Fe-γ
Cr7C3 (Ia)
M3C
Cr7C3 (Ia)
M3C
Cr7C3 (Ib)
Cr7C3 (Ia*)
Cr7C3 (Ib)
Martensita
Fe-γ*
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6.5.2.1. Austenita (Fe-γ & Fe-γ*)
La matriz metálica de esta fundición se encuentra en forma de granos de
austenita estable (Fe-γ) e inestable (Fe-γ*), la durezas medidas fueron de
618.0±59.0 HV y 694.0±49.2 HV, respectivamente. Estos valores son
parcialmente altos comparados con los valores de otras investigaciones e incluso
con los encontrados en F1A01, pero es probable que el alto contenido de
Carbono de esta aleación (4.5%C) junto con el rápido enfriamiento, hallan
generado un mayor grado de dislocaciones y por ende una mayor dureza.
6.5.2.2. Carburos Primarios
Se observan carburos Eutécticos en toda la superficie estudiada, tanto e forma
hexagonal (1396.8±51.0 HV) como en placas (1003.0±46.1 HV) aunque con una
tendencia mayor a formar placas. Es importante traer a colación que aún cuando
el contenido de carbono se redujo casi a la mitad y el tamaño de los carburos
primarios a una quinta parte; la dureza de la fase solo disminuyó en un 2.5%
mientras que la dureza del material aumento un 12%.
6.5.2.3. Carburos Secundarios
Debido a la rápida tasa de enfriamiento, la transformación Eutéctica {L Fe-γ +
M7C3(II)} tiende a suprimirse, obteniéndose una Austenita sobresaturada en
Carbono y Cromo.
La muestra presentó una moderada cantidad de carburos secundarios tipo (Fe,
Cr)3C en la interfaz carburo primario-matriz, como se observa en detalle en la
Fig. 6-3. Probablemente, durante el crecimiento del carburo primario la fase
líquida que rodea a los carburos se sobresatura en carbono , transformándose
en un carburo del tipo M3C.
Esta eventualidad quizás pueda ser causada por efectos de la segregación de
Cromo y Carbono en el liquido remanente, particularmente durante el
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crecimiento de los carburos eutécticos. Este liquido sobresaturando en carbono,
tiende a desplazarse por la línea Eutéctica (ver Fig. 6-1) hasta llegar a la zona de
M3C
6.5.2.4. Martensita
Al igual que en la muestra F1A01, la martensita se encuentra como una franja
oscura al borde de los granos de austenita. Por otro lado, una mayor cantidad de
austenita tiende a transformase debido al rápido enfriamiento, obteniéndose al
interior de la matriz y al rededor de los carburos, zonas oscuras de martensita
totalmente transformada (Fig. 6-3(b))
6.5.2.5. Fases Nano-compuestas
La tasa de enfriamiento retrasa la difusión de átomos, obteniéndose placas
mucho mas delgadas de Fe-γ y de Carburos. En la muestra F1A01, las placas
presentan en promedio 5.78±1.14μm de espesor, mientras que en la muestra
F1G01 0.97±0.24μm.
6.5.3. Fundición 2 en Grafito: (F2G01) (35%Cr, 2.4%C, 1.5%Mo)
(a) (b)
M23C6 (I)
Fe-γ* + Cr7C3
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Fig. 6-4: Micrografías ópticas de la fundición 2 colada en Molde de Grafito:
(a) 100X, (b) 500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella.
La muestra F2G01, presenta una matriz de Austenita con colonias eutécticas de
carburos Cr7C3 y austenita parcialmente transformada. Los carburos primarios
son del tipo M23C6 y M7C3, están distribuidos a los ancho de toda la matriz, y
presentan en su gran mayoría discontinuidades o núcleos de fase metálica. Al
interior de los granos de austenita se presenta una gran cantidad de carburos
segregados, probablemente de molibdeno o incluso del tipo M23C6.
6.5.3.1. Austenita (Fe-γ & Fe-γ*)
La muestra presenta granos de Austenita estable con una dureza promedio de
442.8±36.5HV, finamente distribuida (±20μm) en toda la superficie. Los granos
tienden a formar redes que envuelven a los carburos secundarios, como lo
muestra la Fig. 6-4(c). A medida que el tamaño de cada fase disminuye, se
reduce el grado de estabilidad, tendiendo a transformarse en martensita, como
se observa en la Fig. 6-4(d)
6.5.3.2. Carburos Primarios
La Fig. 6-1, muestra la superficie liquidus y de los constituyentes primarios que
se forman para cada composición. Para el caso de la fundición 2, la solidificación
es totalmente Eutéctica y teóricamente no deberían solidificarse carburos
primarios; pero por efectos de la difusión ocurre la transformación, llegando a
obtenerse las microestructuras de la Fig. 6-4., Debido al alto contenido de
(c) (d)
Cr7C3 (Ic) Fe-γ M7C3
Martensita
Fe-γ* + Cr7C3(II)
Fe-γ
Mo2C
Cr7C3 (II)
Cr7C3 (II)
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aleantes, los carburos no se descomponen, precipitando a temperatura ambiente
carburos primarios del tipo Hexagonal (M7C3) y Cúbicos (M23C6), ver Fig. 6-4.
6.5.3.3. Carburos Secundarios
Teóricamente las transformaciones de fase para esta aleación son totalmente
eutécticas (L Fe-γ + M23C6 & L Fe-γ + M7C3). Obteniéndose la ya
mencionada red de carburos y austenita, también llamada colonia Eutéctica.
Para una correcta caracterización de esta fase, se requiere el uso de un
difractómetro de rayos X (XRD, por sus siglas en ingles).
6.5.3.4. Martensita
Al igual que en las otras aleaciones, la martensita se encuentra al interior de las
placas de carburos en las colonias eutécticas, y se logra diferenciar por su color
oscuro. Se presentaron zonas martensíticas de hasta 50μm de ancho con una
dureza de 642.7±29.8HV. La medición de la microdureza es relativa, ya que
debido al alto contenido de carbono y cromo en la austenita, la transformación
tiende a segregar carburos al interior de la fase. La indentación tendría entonces
que penetrar tanto la martensita como los carburos.
6.5.3.5. Fases Nano-compuestas
Hay cierta ambigüedad respecto a los constituyentes nanocompuestos en esta
aleación. En primer lugar, y al igual que en la muestra F1G01, se encontraron
placas de carburos separadas por austenita retenida, que en algunos casos
tendía a transformarse en martensita. Este constituyente se forma por efectos de
la difusion durante la transformación Eutéctica, y por ende es sensible a la tasa
de enfriamiento, si el enfriamiento es lento (molde en arena), se presentan
placas gruesas bien definidas. Por el contrario, si el enfriamiento es rápido, la
segregación en forma de placas se verá reducida, al punto que se torna
imposible diferenciar una martensita con carburos secundarios, de las placas de
austenita y carburos.
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Para esta aleación se encontraron zonas de martensita en la mayor parte de la
matriz, con una considerable cantidad de carburos secundarios, y de forma
mucho más escasa, placas de austenita inestable con carburos.
6.5.4. Fundición 3 en Arena: (F3A01) (26%Cr, 2.3%C, 2.0%Mo)
La muestra F3A01 corresponde a un hierro hipoeutéctico, presenta una matriz de
Austenita y Martensita, con carburos secundarios interdendríticos.
Fig. 6-5: Micrografías ópticas de la fundición 3 colada en Molde de Arena: (a) 50X, (b) 500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella.
6.5.4.1. Austenita (Fe-γ & Fe-γ*)
Se presentaron granos de austenita estable en toda la matriz, con una dureza
promedio de 425.3±32.5HV. En los bordes de grano se observa una
transformación parcial de martensita (Fig. 6-5(d)). En los granos de mayor
tamaño se observan precipitaciones de otra fase, probablemente carburos, de
molibdeno.
(a)
(c) (d)
(b)
Matriz Martensita
Fe-γ Mo2C
Cr7C3 (II)
Martensita + Carburos II
Fe-γ
Mo2C
Cr7C3 (II)
Fe-γ*
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6.5.4.2. Carburos Primarios
Los carburos primarios encontrados en esta fundición son escasos y
corresponden a efectos de segregación del carbono en el liquido durante la
solidificación de la austenita (ver Fig. 6-1). Por ende dicho constituyente no es
representativo para la caracterización de la fundición.
6.5.4.3. Carburos Secundarios
La composición de carbono en esta aleación indica que se trata de un hierro
hipoeutéctico, Esto implica que durante el la solidificación el liquido se
transforma en austenita. Cuando se alcanza la temperatura Eutéctica, el liquido
remanente se transforma en más austenita y en carburos secundarios. Tanto la
composición química de esta fase como su dureza es desconocida‡, pero la
tendencia de los granos a formar aristas a 120o, apunta a que se trata de
carburos de tipo M7C3.
6.5.4.4. Martensita.
Constituye una parte de la matriz del material, y se encuentra distribuida
uniformemente en toda la superficie metalográfica, principalmente en forma de
manchas oscuras (ver Fig. 6-5). Presenta una dureza significativamente alta
(979.2±18.6HV), probablemente gracias a la precipitación de carburos.
6.5.4.5. Fases Nano-compuestas
Al igual que en el resto de las aleaciones, la muestra F3A01, presenta colonias
eutécticas compuestas por austenita y carburos, que regularmente se expanden
de un punto de solidificación hacia afuera.
‡Nota: Las pruebas de indentación de dicha fase no son representativas, ya que la huella dejada es de
mayor tamaño que la fase, dando como resultado una medición promedio del carburo y la fase que lo
envuelve.
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6.5.5. Fundición 3 en grafito: (3G01) (26%Cr, 2.3%C, 2.0%Mo)
La muestra F3G01 presenta una matriz martensítica, con una gran cantidad de
carburos secundarios. En ciertas zona presenta granos de austenita no
transformada.
Fig. 6-6: Micrografías ópticas de la fundición 3 colada en Molde de Grafito: (a) 50X, (b) 500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella.
6.5.5.1. Austenita (Fe-γ & Fe-γ*)
La austenita presente en esta fundición se transformó a martensita durante el
enfriamiento. Los granos presentes corresponden a austenita no transformada,
la cual es altamente inestable. Presenta una dureza levemente superior a la
obtenida en la muestra F3A01, 545.7±8.5Hv contra 425.3±32.5HV. Se atribuye
este aumento a un posible mayor contenido de carbono en la austenita enfriada
rápidamente.
(a)
(c) (d)
(b)
Matriz Martensita
Fe-γ
M7C3 (Ia)
Martensita
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6.5.5.2. Carburos Primarios
Al igual que en la muestra F3A01, la composición de carbono indica una
solidificación hipoeutéctica, y por ende bajo condiciones ideales, no deberían
encontrarse carburos primarios. En condiciones reales, la concentración de
carbono no es constante en todo el volumen del liquido, abriendo la posibilidad
de obtenerse zonas de alta concentración de carbono, que al momento de
alanzar la temperatura se solidificación, formen carburos tipo M7C3.
6.5.5.3. Carburos Secundarios
Aún cuando se trata de un hierro hipoeutéctico, la transformación Eutéctica se
sigue presentando, de modo que la muestra presenta en la matriz granos de
carburos secundarios que solidifican en los espacios interdendríticos.
Nuevamente, no se sabe con certeza que tipo de carburos son, pero se puede
intuir tanto por su forma como por la composición de carbono y cromo en la
aleación, que se trata de carburos del tipo M7C3.
6.5.5.4. Martensita
Constituye el constituyente principal de esta fundición, presenta una dureza
inferior a la de la muestra F3A01, pero se encuentra en mayor cantidad. La
disminución en la dureza de esta fase esta atribuida a la menor cantidad de
carburos precipitados en la matriz.
6.6. Fracción Volumétrica de Carburos (CVF) Como se mencionó anteriormente, los hierros blancos presentan
microestructuras compuestas de constituyentes metálicos y cerámicos. A la
presencia de dichas estructuras cerámicas se les atribuye las excelentes
propiedades a desgaste y sus durezas elevadas. Existen básicamente dos
métodos para evaluar la fracción volumétrica de los carburos.
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6.6.1. Basado en el Diagrama de Fases §
Por un lado la formación de estos constituyentes está determinada por el
diagrama de fases (Fe-C-Cr), y mediante una modificación de la regla de la
palanca, aplicable a los diagramas binarios, se puede evaluar teóricamente el
volumen de dichos carburos. Este método tiene el inconveniente que debe
conocerse de antemano la composición química del material y la temperatura de
transformación Eutéctica. Para aproximar el efecto de la composición química y
de la temperatura Eutéctica se tiene la siguiente relación:
CVF% = 12.33 x (%C) + 0.55 x (%Cr) – 15.2% ) (Eq. 3)
En con el uso de esta aproximación, se incurre en una desviación del 2 al 3%
respecto al calculo con el diagrama de fases. La cual es inducida por el hecho
que dicha formula evalúa dentro del CVF, el contenido total de carburos, esto es
tanto primarios como secundarios.
6.6.2. Basado en el Carbono Equivalente**
CVF% = 14.45 – 5.87 x (%CE) + 2.71 x (CE)2) (Eq. 4)
Algunos estudios han demostrado que existe una relación directa entre el
contenido equivalente de carbono y la fracción total de dichos carburos en el
material. Lo cual es perfectamente entendible, ya que no solo se requiere
suficiente carbono para que se formen carburos, sino que existan las
condiciones termodinámicas mínimas para que el carbono se asocie con los
átomos metálicos disponibles y formen los carburos. Esta condición, es la
§ (Maratray & Usseglio-Nanot. 1975) ** (Maratray & Usseglio-Nanot. 1975)
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principal diferencia de los hierros grises y blancos, ya que al poseer contenidos
muy similares de carbono, en el primero forma grafito y en el otro carburos.
6.6.3. Basado en Análisis Digital de Imágenes
Para este procedimiento se utilizó Un paquete de software libre llamado ImageJ,
desarrollado por la rama de servicios de investigación del Centro Nacional
Mental de estados unidos (RSB, Research Service Branch, National Institute of
Mental Health). Esta herramienta calcula el porcentaje en área de regiones
seleccionadas bajo un umbral determinado. Este umbral (del ingles Threshold),
corresponde a una escala de grises para cada micrografía, y está relacionado
con cada tipo de micro constituyente. Este método es sumamente sensible a la
calidad de la micrografía, ya que la calidad de los colores o de la escala de
grises determinará al final, si ciertas gamas se asumen como parte de una micro-
estructura o no.
6.6.4. Resultados Obtenidos
A continuación se muestran los resultados obtenidos para las muestras de las
fundiciones realizadas en esta investigación:
Tabla 6.8: Resultados de Volumen Teórico de Carburos
%C %Cr %Mo C/Cr CEGris CEHCrCVF%CEgris
CVF% CEHCr
CVF% Comp
CVF% Img
F1 4.49 19.65 1.47 4.37 4.66 5.90 45.9 74.1 50.9 43.2
F2 2.414 34.57 1.47 14.32 2.57 4.61 17.3 45.0 33.5 -
F3 2.321 25.95 2.07 11.18 2.46 4.02 17.3 34.8 27.7 -
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Tabla 6.9: Resultados de la fracción en volumen de los constituyentes de cada fundición (según 6.6.3)
Carburos Primarios Matriz Carburos Austenita Martensita No.
Muestras Aumento %Área Tamaño
(μm) Aumento %Área Tamaño
(μm) Aumento %Área Tamaño
(μm) F1A01 5 50X 43.2±3.9 μm 50X 31.5±1.9 μm 50X 25.4±2.6 μm F1G01 5 50X 33.4±3.5 μm 50X 40.7±3.3 μm 50X 25.9±2.9 μm F2A01 F3A01 F3G01
6.7. Referencias
[1] D.M. Stefanescu (2005). Solidification and modeling of cast iron—A short
history of the defining moments. Materials Science and Engineering, A
413–414, 322-333.
[2] Moore (1972). Carbon Equivalency of White Cast Irons. AFS Cast Metals
Research Journal, Vol. 8.
[3] Matsubara, Y., Ogi, K. & Matsuda, K. (1981). Eutectic solidification of
high chromium cast iron-eutectic structures and their quantitative
analysis. Trans. AFS 89, pp. 183-196.
[4] E. V. Shobolov (1984), Predicting The Properties Of Chromium Cast
Irons On The Basis Of The Carbon Equivalent, Metal Science and Heat
Treatment, vol. 26
[5] F. Maratray and R. Usseglio-Nanot (1975). Factors Affecting the
Structure of Chromium and Chromium-Molybdenum White Irons,
[6] Laird, G., Gundlach, R. & , Röhrig, K. (2000). Abrasion-Resistant Cast
Iron Handbook. American Foundry Society.
[7] Fairhurst, W. & Röhrig, K. (1974). Abrasion-Resistant High-Chromium
White Cast Irons. Foundry Trade Journal, vol. 136, No. 2999, pp. 685-98.
[8] Microstructure change caused by (Cr,Fe)23C6 carbides in high chromium
Fe–Cr–C hardfacing alloys
[9] Surface and Coatings Technology, Volume 201, Issues 3-4, 5 October
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[10] Fan C., Chen M., Chang C. & Wu W. (2006). Microstructure change
caused by (Cr,Fe)23C6 carbides in high chromium Fe–Cr–C hardfacing
alloys. Surface and Coatings Technology, Volume 201, Issues 3-4, 5, pp
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[11] Doğan, Ö., Hawk J. & Laird G. (1997). Solidification structure and
abrasion resistance of high chromium white irons. Metallurgical and
Materials Transactions. Vol. 28 No. 6.
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7171
7. Pruebas de Desgaste Abrasivo con Arena
El desgaste evaluado en este procedimiento es del tipo abrasivo en seco.
Mediante esta prueba se busca simular y evaluar la perdida de masa de
materiales sometidos a un desgaste abrasivo por medio de agentes particulados.
Este ensayo simula las condiciones de trabajo de una pieza sometida a
esfuerzos tangenciales sobre la superficie de contacto. Por ejemplo en rotores
de bombas y tubería de arena, pulverizadores de minerales, etc.
Las dimensiones de las probetas utilizadas para esta prueba se observan en la
Fig. 7-1: Probetas de Desgaste
75mm
12.5mm
25mm
Zona de Desgaste
Area de Análisis Metalográfico
Fig. 7-1: Probetas de Desgaste
7.1.1. Equipo de Prueba (RWAT, Rubber Wheel Abrasión Test)
Para esta prueba se utilizó una maquina construida de acuerdo con las
especificaciones de la norma ASTM G65, Measuring Abrasion Using the Dry
Sand/Rubber Wheel.
El agente abrasivo es arena de sílice seca (AFS 50/70), la cual por acción de
una rueda giratoria, es presionada contra la superficie del material. El equipo se
operó a 200RPM manteniéndose un estricto control sobre las revoluciones y la
carga a la cual cada probeta estaba sometida.
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7.1.2. Condiciones de Operación Tabla 7.1: Condiciones de Operación para las pruebas de desgaste
Velocidad del Motor, RPM 1750
Velocidad de la Rueda, RPM 195
Flujo de Arena, gr/min 350
Numero de Revoluciones, Rev 2000
Diámetro Rueda, mm 228.6
7.1.3. Resultados Obtenidos
Previo a los ensayos de desgaste a las probetas, se realizó un proceso de
calibración de la máquina. Inicialmente se corroboraron las cargas del brazo de
soporte, de modo que se ejerciera una carga de 130N sobre la probeta.
Posteriormente se realizo un ajuste en la geometría del mecanismo, de modo
que la huella dejada por la prueba fuera homogénea y de caras paralelas. Por
último se corroboró la velocidad de la rueda, y se implementó un sistema de
cepillo para remover los granos de abrasivo que se incrustan en el caucho.
Tabla 7.2: Resultados de las Pruebas de Calibración Material Referencia AISI 4340 Normlizado y revenido
(28.3±0.8 HRC)
Densidad 7.85 g/mm3
Volumen perdido 65.13 ± 0.94 mm3
Los resultados de la Tabla 7.2: Resultados de las Pruebas de Calibración, fueron
obtenidos para un acero ASTM 4340, y dichos datos fueron utilizados
posteriormente a manera de parámetro de normalización. En donde los valores
de desgaste menores a la unidad indican una mejor resistencia al desgaste.
El volumen perdido durante el ensayo de desgaste se obtuvo al dividir el peso
perdido entre la densidad de cada aleación.
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7373
7.1.3.1. Fundición 1
Tabla 7.3: Resultados de Desgaste para la Fundición 1 1A1 1G1
Densidad, g/cm3 7.5 7.5 Masa Inicial, g 186.3299 149.9674 Masa Final, g 186.2436 149.8967
Pérdida de Masa, mg 86.3 70.7 Perdida de Volumen, mm3 11.51 9.43
Desgaste Relativo 0.16 0.15 Total 11.51 9.43
Descripción del Material: 20%Cr, 4.6%C, 1.5%Mo
Tratamiento Térmico: Ninguno Dureza, HRC 52.7 ± 0.3 56.4 ± 1.1
Preparación de la Superficie: Superficie rectificada y pulida
Los resultados de desgaste obtenidos para esta aleación corresponden a un solo
ensayo de desgaste por cada muestra. Por esta razón no pueden ser objetivo de
una discusión eficaz. Dichos datos fueron incluidos dentro de esta investigación
a manera informativa.
7.1.3.2. Fundición 2
Tabla 7.4: Resultados de Desgaste para la Fundición 2 Colada en Grafito
2G1 2G2 2G3 2G4 Densidad, g/cm3 7.4 7.4 7.4 7.4 Masa Inicial, gr 159.3858 148.2637 145.3862 145.529 Masa Final, gr 159.1817 147.9773 145.2005 145.3686
Pérdida de Masa, mg 204.1 286.4 185.7 160.4 Perdida de Volumen, mm3 27.58 38.70 25.09 21.68
Desgaste Relativo 0.42 0.59 0.39 0.33 Total 28.3 ± 7.3 mm3
Descripción del Material: 35%Cr, 2.4%C, 1.5%Mo, Colado en molde de Grafito Tratamiento Térmico: Ninguno
Dureza, HRC 51.3 ± 1.3 45.1 ± 1.2 48.4 ± 0.8 50.5 ± 0.6 Preparación de la Superficie: Superficie rectificada y pulida
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7474
Los resultados del ensayo de desgaste de la fundición 2 colada en grafito,
muestran valores que oscilan alrededor de 28.3mm3, lo cual implica un 56%
menos desgaste que el acero 4340.
Comparando los resultados obtenidos con los del material referencia, se puede
observar que la aleación de hierro blanco es superior en cuanto a desgaste
abrasivo se refiere. Su buen desempeño es atribuido al alto contenido de
carburos Eutécticos, los cuales al ser altamente duros impiden el desgaste
excesivo de la matriz. La variabilidad de la muestra es atribuida al proceso de
manufactura, el cual tiene un efecto directo en la microestructura y por ende en
el desgaste.
7.1.3.3. Fundición 3
Tabla 7.5: Resultados de Desgaste para la Fundición 3 Colada en Arena
3A1 3A2 3A3 3A4 Densidad, g/cm3 7.4 7.4 7.4 7.4 Masa Inicial, gr 144.5213 200.1497 193.4449 174.7582 Masa Final, gr 144.4225 200.0109 193.3054 174.6422
Pérdida de Masa, gr 98.8 138.8 139.5 116.0 Perdida de Volumen, mm3 13.35 18.76 18.85 15.68
Desgaste Relativo 0.20 0.29 0.29 0.24 Total 16.66 ± 2.65
Descripción del Material: 26%Cr, 2.3%C, 2.0%Mo, Colado en molde de Arena Tratamiento Térmico: Ninguno
Dureza, HRC 53.4 ± 0.7 50.5 ± 0.4 51.4 ± 0.5 49.0 ± 0.9 Preparación de la Superficie: Superficie rectificada y pulida
Tabla 7.6: Resultados de Desgaste para la Fundición 3 Colada en Grafito 3G1 3G2 3G3 3G4
Densidad, g/cm3 7.4 7.4 7.4 7.4 Masa Inicial, gr 153.1239 152.3237 151.8256 152.9358 Masa Final, gr 152.5797 151.6616 151.4403 152.3826
Pérdida de Masa, gr 544.2 662.1 385.3 553.2 Perdida de Volumen, mm3 73.54 89.47 52.07 74.76
Desgaste Relativo 1.13 1.37 0.8 1.15 Total 72.46 ± 15.40
Descripción del Material: 26%Cr, 2.3%C, 2.0%Mo, Colado en molde de Grafito\
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75
7575
Tratamiento Térmico: Ninguno Dureza, HRC 58.0 ± 1.2 58.8 ± 0.7 57.5 ± 1.8 57.3 ± 0.8
Preparación de la Superficie: Superficies rectificada y pulida
Los resultados muestran grandes diferencias en cuanto al desgaste obtenido. En
primera instancia, se puede apreciar que la dispersión de los datos
correspondiente al enfriamiento en moldes de arena es muy inferior a los datos
obtenidos en las probetas coladas en molde de grafito. Para explicar dicha
diferencia es necesario tener en cuenta el proceso de colada y enfriamiento de
este grupo de muestras.
En primer lugar el proceso de extracción de las probetas solidificadas fue
realizado a mano, segundos después de verter el metal liquido, y aun cuando se
procuró extraer las probetas lo mas rápido posible, el proceso en si es muy
variable, en cuanto a los tiempos de permanencia así como la temperatura del
molde. El tiempo de permanencia de la probeta en el molde determina que tan
rápido se enfría, y por ende determinará tanto el tipo de fases que presente la
microestructura como la morfología de las mismas. Las cuales son las bases
fundamentales, de todas las propiedades mecánicas del material, entre ellas la
resistencia al desgaste.
El comportamiento de las muestras coladas en arena, contrasta, y sustenta a la
vez la hipótesis de la variación de las muestras discutidas anteriormente. En
primer lugar, la desviación estándar de dichos ensayos es inferior al 17% del
valor medio, lo cual implica que las microestructuras de dichas muestras
deberían ser muy uniforme. Resulta interesante el hecho que el desgaste de la
Aleación 3, bajo condiciones de solidificación y enfriamiento rápidos (3G), sea
casi tres veces mayor al obtenido con tiempos de solidificación lentos (3A),
siendo que la dureza de la primera es superior (56 contra 50HRC).
Para explicar dicho fenómeno, se debe remitir a las microstructuras encontradas
en dichas muestras. Se observa que la alta dureza de la muestra 3G#, se
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7676
atribuye únicamente a la presencia de una matriz aparentemente Martensítica
con diminutos carburos Eutécticos; mientras que la muestra 3A#, presenta una
microestructura compuesta austenita/martensita, siendo esta combinación de
fases de menor dureza (425HV contra 728HV de la martensita).
7.1.3.4. Relación Dureza Desgaste
0.00
0.200.40
0.600.80
1.00
1.201.40
1.60
43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60Dureza, HRC
20%Cr, 4.6%C, 1.5%Mo 35%Cr, 2.4%C, 1.5%Mo, Colado en molde de Grafito
26%Cr, 2.3%C, 2.0%Mo, Colado en molde de Arena 26%Cr, 2.3%C, 2.0%Mo, Colado en molde de Grafito
Des
gast
e (r
elat
ivo
a A
ISI 4
340
28H
RC
)
Fig. 7-2: Relación entre dureza superficial y perdida de masa
La ¡Error! No se encuentra el origen de la referencia. presenta el espectro de
durezas analizadas en esta investigación. Se observan dos tendencias
principales en los datos, la primera (A) reuniendo los datos considerados como
de bajo desgaste, y la segunda la de los datos de alto desgaste (B). La línea
punteada, representa el desgaste promedio del material referencia utilizado. Los
resultados obtenidos de las pruebas de desgaste abrasivo fueron normalizados
con el desgaste que se obtuvo en el material de referencia. De modo que los
valores presentes en la ¡Error! No se encuentra el origen de la referencia. menores a la unidad, serán mas resistentes a la abrasión, y viceversa.
(A)
(B) Ref: AISI 4340 (65.13mm3@28HRC)
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7777
Por un lado los datos de perdida de masa que entran dentro de la zona A,
tienden a presentar menor desgaste con el aumento de la dureza superficial.
Resulta imposible correlacionar los datos con tendencias tipo 1/HRC como se ha
reportado en distintas publicaciones*†, ya que el numero de datos disponibles es
limitado, así como un rango de durezas representativo. Aun así, el rango de
valores encontrado para el desgaste, bajo las condiciones de operación de
equipo, son similares a las mostradas por Gates et al. 2007 [1], en donde los
hierros blancos estudiados presentan un desgate relativo, a un acero
martensitico con 600HV, del 50 al 20%.
De manera contraria a lo observado en publicaciones correspondientes al
desgaste del tipo RWAT; los datos de desgaste de la zona B presentan una
relación inversamente proporcional a la dureza superficial. Este comportamiento
es totalmente atípico, pero se sospecha que el tamaño de los carburos de esta
aleación y la correspondiente matriz Martensítica inestable, tengan algo que ver.
Comparando los resultados de las muestras obtenidas en moldes de grafito, se
observa que aun cuando las durezas de las muestras es superior, el desgaste
encontrado es mayor que las fundiciones regulares en moldes de arena. Esto no
significa que el proceso sea inoficioso, ya que bajo condiciones reales de trabajo,
las piezas, se someten constantemente a cargas y ambientes no evaluados en
las pruebas RWAT‡, entre otras; impacto, desgaste abrasivo en suspensión, y
condiciones mixtas de impacto, abrasión, y corrosión. Se espera que bajo
condiciones mixtas de impacto y abrasión (molinos de minería, martillos de de
triturado), las aleaciones fundidas en grafito, presenten una mayor vida útil.
* (Matthew et al. 2007) † (Gates et al. 2007) ‡ (Gates et al. 2007)
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7878
7.2. Referencias
[1] J.D. Gates, G.J. Gore, M.J-P. Hermand, M.J-P. Guerineau, P.B.
Martin, J. Saad (2007). The meaning of high stress abrasion and its
application in white cast irons. Wear 263, 6-35.
[2] I. Fernández, F.J. Belzunce (2007). Wear and oxidation behaviour of
high-chromium white cast irons. Materials Characterization. Article in
Press.
[3] S.D. Carpenter, D. Carpenter, J.T.H. Pearce (2006). XRD and electron
microscope study of a heat treated 26.6%chromium white iron
microstructure. Materials Chemistry and Physics 101. 49–55.
[4] Matthew T. Siniawski, Stephen J. Harris, Qian Wang (2007). A universal
wear law for abrasión. Wear 262. 883–888
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7979
8. Discusión de Resultados
Los cálculos de balance de cargas no fueron del todo exactos, pero corresponden a
una aproximación totalmente valida para efectos de control de calidad para una futura
investigación. El éxito de dicho balance esta supeditado a un análisis químico estricto
de los ferro-aleantes y chatarras.
La selección de los ferro-aleantes fue la adecuada ya que no se requirió de una
carburización para aportar carbono a la fundición, y por el contrario se controló con el
uso de distintos ferro-aleantes de bajo y alto carbono. Dicho método puede llegar a
producir aleaciones mas homogéneas.
La carga del horno es crucial ya que parte de los errores atribuidos a las composiciones
de las aleaciones, recaen sobre un proceso de fundición y aleación inadecuado. Cada
ferro-aleante debe ser manejado y vertido en el crisol en determinado orden y forma, de
modo que se disminuya la oxidación de los elementos y posterior aumento en las
inclusiones y defectos en la fundición.
La temperatura del molde al momento de colar, es crucial, ya que de este depende el
choque térmico que sufre el sistema. Al aumentar dicha temperatura se esta
disminuyendo el impacto que sufre el molde, así como posibles fracturas y defectos que
pueda a sufrir el material.
Investigaciones han demostrado que la temperatura de súper-calentamiento de los
hierros blancos tiene un efecto directo sobre las propiedades mecánicas de las
aleaciones, por ende se debe buscar colara la menor temperatura posible, balanceando
entre otras el tiempo que toma llenar el molde, la temperatura de inicio de solidificación
y la velocidad de colada.
Esta investigación demostró que la tasa de enfriamiento de cada fundición tiene un
efecto directo sobre el tipo, tamaño y distribución de las micro estructuras, y por lo
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80
8080
tanto, esta variable debe ser tomada en cuenta de modo que se optimicen las
propiedades de las piezas fabricadas.
Los cálculos realizados para el balance de carga de la fundición 1 guardan un error
máximo del 30% para el contenido de Carbono, esto es atribuido a una medición
errónea de contenido del carbono del Ferro-Cromo utilizado. A este aleante fue
imposible hacerle un análisis químico, ya que presentaba una porosidades que
afectaban la lectura. Esto pudo haber sido evitado, con un análisis químico de otra
naturaleza.
Para la fundición 2 el error asociado a la composición calculada de Carbono fue del 8%,
mientras que para la fundición 3 fue del 7%. Este desfase es atribuido a perdidas de
elementos en la escoria y por la oxidación.
Los resultados de carbono equivalente basados en investigaciones anteriores, no
arrojaron resultados directos, pero sirvieron como base para identificar el tipo de
solidificación de las aleaciones.
Para a fundición 1, el 4.4%CE, prometía una fuerte cantidad de carburos primarios del
tipo M7C3, con rastros de grafito. Efectivamente, el análisis micro estructural mostró
carburos M7C3, pero que tendían a presentar morfologías típicas de carburos M3C en ;a
periferia. No se observaron inclusiones de grafito, probablemente por la gran cantidad
de aleantes que no permitían dicha asociación.
Para la fundición 2 el contenido de 4%CE suponía una solidificación Hipoeutéctica,
similar a la Fundición 3, con carburos primarios M7C3 junto con carburos primarios
M23C6. Las micrografías mostraron tal microestructura con una fuerte tendencia a la
formación de carburos tipo M23C6. Aun cuando muchas publicaciones hablan de la
imposibilidad de distinguir los carburos M7C3 de los M23C6, esta investigación abre las
puertas a lo contrario. La estructura cristalina de los carburos M7C3 en las aleaciones
fundidas de hierro con alto cromo, tiende a formar carburos hexagonales bien definidos,
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81
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mientras que los M23C6, guardan arreglos cúbicos, que al solidificar tienden a formar
carburos en forma de “M”.
La fundición 3, con un carbono equivalente de 3.5%, se encuentra justo en la zona
Eutéctica, presentando una matriz austenitica y carburos secundarios. Para el caso del
enfriamiento lento se presentaron colonias de martensita de altísima dureza (800HV),
mientras que para la muestra de solidificación rápida, se encontraron granos de
austenita retenida en una matriz martensítica. La dureza de esta última fue muy inferior
a la de la muestra colada en arena, pero su fracción en volumen representa casi el
90%, comparado con un 30% para la fundición en arena. La fundición 3 no presento
carburos primarios ya que se trata de un hierro hipoeutéctico.
La microestructura Martensítica de la fundición 3 colada en grafito, promete
propiedades mecánicas muy superiores a las demás, ya que no presenta
constituyentes que puedan generar concentradores de esfuerzos. Claramente la
composición es independiente del método de enfriamiento, y por lo tanto los carburos
solubilizados en la matriz pueden ser precipitados con un posterior tratamiento térmico.
Se espera que dicho tratamiento aumente la dureza de la matriz hasta llegar a niveles
similares a los de la muestra F3A01.
Las pruebas de desgaste abrasivo tipo RWAT, entregaron resultados tanto
satisfactorios como sorprendentes e inesperados. Por un lado, se encontró que existe
una relación aparente entre el tamaño de los carburos Eutécticos y la resistencia al
desgaste. Ya que para las muestras correspondientes a la fundición 1, se presentaron
los menores desgastes al mismo tiempo que presentaban los carburos Eutécticos de
mayor tamaño y fracción de volumen. Para la fundición 3, colada en grafito se
determinó que teniendo una microestructura primordialmente Martensítica sin la
presencia de carburos Eutécticos, las muestras ensayadas presentan un mayor
desgaste.
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8282
9. Conclusiones
El proceso de fundición en moldes de arena permite obtener piezas con un alto
contenido de carburos Eutécticos, soportados en una matriz austenítica, con presencia
de trazas de martensita en bordes de grano.
El uso de moldes de grafito, permite obtener microestructuras muy finas con fracciones
volumétricas de carburos pequeñas y matrices altamente endurecidas por la presencia
de aleantes. La elevada tasa de enfriamiento deprime el tamaño final de los carburos
Eutécticos, lo cual tiene un efecto negativo en la resistencia al desgaste.
Las aleaciones que se enfriaron lentamente resultaron ser mas resistetes al desgaste,
ya que en su microestructura se encontraron carburos eutécticos de mayor tamaño, en
comparación a las muestras coladas en grafito.
Las aleaciones de la zona A (ver Fig. 7-2: Relación entre dureza superficial y perdida de
masa) presentan una resistencia al desgaste superior a del acero 4340. los valores de
desgaste de dichas aleaciones tiende a disminuir con el aumento de la dureza.
Bajo una prueba RWAT de 2000 revoluciones y 130N de carga; una matriz austenítica
presenta una mejor resistencia al desgaste que una Martensítica.
Los ensayos mecánicos realizados a las muestras coladas en grafito, presentaron una
alta dispersión de datos, debido a que el proceso de colada y extracción del molde no
fue igual para todas las muestras. Afectando la homogeneidad de las microestructuras.
La optimización de las propiedades mecánicas de las aleaciones obtenidas en esta
investigación, depende de la escogencia un tratamiento térmico que estabilice las
microestructuras, y mejore el tamaño y forma de los carburos Eutécticos.
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Aun cuando las muestras coladas en grafito no arrojaron directamente los mejores
resultados, se espera que mediante la implementación de un tratamiento térmico, se
mejoren las propiedades, tanto de dureza como de resistencia a la abrasión.
Esta investigación muestra resultados preliminares pero prometedores y satisfactorios,
al demostrar que se pueden obtener microestructuras muy finas y relativamente duras
sin necesidad de tratar térmicamente la estructura.
Los procesos de manufactura estudiados, (colada en arena y grafito) arrojan resultados
totalmente contrarios. Mientras por un lado, el enfriamiento lento de los moldes de
arena permite la nucleación y crecimiento sostenido de los carburos. El choque térmico
del molde de grafito, impide dicho crecimiento, sobresaturando la matriz de cromo y
elevando su dureza.
Un tratamiento térmico de desestabilización, y un posterior envejecimiento, permitiría
estabilizar la matriz, y al mismo tiempo llegar a nuclear carburos. Se espera que dicho
proceso, disminuya la dureza de la matriz, pero aumente la fracción volumétrica de
carburos, la cual se comprobó que mejora la resistencia al desgaste bajo las
condiciones de operación de la prueba RWAT.
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Apéndice A
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VARIABLES DE ENTRADA
Numero Distinto de Composiciones de Chatarra
Low-C
Numero Distinto de
Composiciones de Retornos
High-Cr
Peso Retorno (j=1)
Peso Chatarra (i=1)
Peso chatarra (i)
i
Peso Retorno (j)
j
BASE DE DATOS Composición
Chatarras
Composiciones de
Retornos
Comp. Retornos
(B(j))
Comp. Chatarra
(A(i))
Composición de Ferro-Aleantes
Ferro Cromo
Ferro Molibdeno
Ferro Níquel
Ferro Manganeso
Cobre
Apéndice D Diagrama de Flujo para el Software de Balance de Cargas
VARIABLES DE SALIDA
Peso Final de la Carga Composiciones Teórica de la
Carga
Peso de Cada Aleante a Adicionar
FeCr FeMo FeNi
FeMn
Cu
Chatarra L-C Retornos H-Cr
%Cr %Mn %Ni %Mo %Cu %C %Si
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8787
Apéndice F Resultados experimentales de las pruebas de micro-dureza Vickers. Estos datos
corresponden a las mediciones hechas sobre cada una de las probetas metalográficas
de esta investigación. *
Tabla 9.1: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 1 colada en Molde de
Arena Carburos Primarios
Carburos Secundarios Matriz Fe-γ + Carburos
Axiales (HV100)
Placas (HV100)
Axiales + Fe-γ (HV50)
Granos (HV50)
Austenita (HV100)
Fina (HV500)
Placas (HV500)
1452 1277 1095 1346 500 696 639 1450 1378 1144 1144 446 605 738 1518 1225 1197 1253 490 624 675 1427 1354 1225 1283 488 639 657 M
uest
ra
1450 1298 1253 1197 493 649 694
Prom 1459.4 1306.4 1182.8 1244.6 483.4 642.6 680.6
Desv. ±34.3 ±61.1 ±63.5 ±77.8 ±21.4 ±34.2 ±38.1
Tabla 9.2: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 1 colada en Molde de Grafito
Carburos Primarios Matriz
Axiales (HV50)
Placas (HV50)
Axiales + Fe-γ (HV50)
Austenita (HV50)
Martensita (HV50)
1346 976 1095 549 671 1448 936 1144 603 683 1346 1027 1197 638 780 1448 1049 1225 707 655 M
uest
ra
1396 1027 1353 593 683
Prom 1396.8 1003.0 1202.8 618.0 694.4
Desv. ±51.0 ±46.1 ±97.7 ±59.0 ±49.2
* Fe-γ en las tablas de este apéndice hace referencia a la fase Austenita
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8888
Tabla 9.3: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 2 colada en Molde de Grafito
Carburos Primarios Matriz
Axiales (HV50)
Placas (HV50)
Austenita (HV50)
Martensita (HV50)
Ledeburita (HV50)
1268 909 391 623 512 1346 927 420 677 523 1225 955 457 628 553 1211 965 480 689 566 M
uest
ra
1197 1006 466 671 - Prom 1249.4 952.4 442.8 642.7 538.5 Desv. ±60.2 ±37.3 ±36.5 ±29.8 ±25.2
Tabla 9.4: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 3 colada en Molde de
Arena Carburos
Primaios Matriz Axiales
(HV50) Austenita (HV50)
Martensita (HV50)
Ledeburita (HV50)
1038 463 975 603 1027 393 995 603 1197 404 965 536 1144 441 1006 644 M
uest
ra
423 955 695 Prom 1101.5 425.3 979.2 616.2 Desv. ±82.7 ±32.5 ±18.6 ±44.7
Tabla 9.5: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 3 colada en Molde de
Arena Carburos
Primarios Matriz Axiales
(HV50) Axiales + Fe-
(HV50) Austenita (HV50)
Martensita (HV50)
965 882 516 666 1132 891 528 638 918 810 593 766 985 817 549 638 M
uest
ra
985 817 536 882 Prom 997.0 843.4 545.7 718.0 Desv. ±92.4 ±42.4 ±8.5 60.8
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8989
Índice de Tablas y Figuras
Tabla 2.1: Efecto de los Aleantes en Propiedades Mecánicas.......................................16
Tabla 2.2: Efecto de los aleantes sobre Micro Estructura ..............................................17
Fig. 2-2: Proyección de la superficie liquidus del diagrama de fases Fe-C-Cr ...............18
Tabla 3.1: Información relevante de los Carburos M3C..................................................21
Tabla 3.2: Información relevante de los Carburos M7C..................................................22
Tabla 3.3: Información relevante del Grafito ..................................................................25
Fig. 3-2: Micrografías de hierros blancos con matriz metálica de austenita (izquierda) y
martensita (derecha) ......................................................................................................26
Tabla 3.4: Información relevante de la Austenita ...........................................................26
Tabla 3.5: Información relevante de la Ferrita................................................................28
Tabla 3.6: Información relevante de la Martensita .........................................................29
Tabla 3.7: Información relevante de la Pelita .................................................................31
Tabla 3.8: Información relevante de la Bainita ...............................................................32
Tabla 4.1: Paralelo entre los requerimientos de diseño y propiedades de materiales
posibles ..........................................................................................................................36
Fig. 4-1: Sistema de acople del molde ...........................................................................38
Fig. 4-2: Sistema de Alimentación Presurizado..............................................................39
Tabla 4.2: Resultados de análisis químico para una muestra de Ferro Cromo de Bajo
Carbono .........................................................................................................................41
Tabla 4.3: Resultados de análisis químico para una muestra de Ferro Níquel Std........41
Tabla 4.4: Resultados de análisis químico para una serie muestras de Chatarra de
ANSI1020.......................................................................................................................43
Tabla 4.5: Composiciones Objetivo para las Fundiciones Realizadas ..........................44
Tabla 4.6: Balance de Carga para las fundiciones Realizadas ......................................44
Fig. 5-1: Curvas de enfriamiento para las probetas fundidas en los distintos tipos de
molde .............................................................................................................................48
Tabla 6.1: Información correspondiente a las muestras analizadas en la Universidad
Nacional .........................................................................................................................50
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9090
Tabla 6.2: Información correspondiente a las muestras analizadas en industrias Magma
S.A. ................................................................................................................................51
Tabla 6.3: Composición química en peso de las fundiciones realizadas .......................51
Fig. 6-1: Fase de solidificación Eutéctica para cada aleación ........................................52
Tabla 6.4: Resultados de Carbono Equivalente en las fundiciones Realizadas.............53
Tabla 6.5: Información de procedimientos para Pruebas de Dureza Microscópica........53
Tabla 6.6: Resultados de Medición de Dureza para las Fundiciones.............................54
Tabla 6.7: Resultados de Medición de Micro-Dureza para las Fundiciones...................54
Fig. 6-2: Micrografías ópticas de la fundición 1 colada en Molde de Arena: ..................56
(a) 50X, (b) 200X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella. ............56
Fig. 6-3: Micrografías ópticas de la fundición 1 colada en Molde de Grafito: .................58
(a) 50X, (b) 500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella. ............58
Fig. 6-4: Micrografías ópticas de la fundición 2 colada en Molde de Grafito: .................61
(a) 100X, (b) 500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella. ..........61
Fig. 6-5: Micrografías ópticas de la fundición 3 colada en Molde de Arena: (a) 50X, (b)
500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella. ...............................63
Fig. 6-6: Micrografías ópticas de la fundición 3 colada en Molde de Grafito: .................65
(a) 50X, (b) 500X, (c) 1000X, y (d) 2000X. Atacadas con el reactivo de Vilella. ............65
Tabla 6.8: Resultados de Volumen Teórico de Carburos...............................................68
Tabla 6.9: Resultados de la fracción en volumen de los constituyentes de cada
fundición (según 6.6.3)...................................................................................................69
Fig. 7-1: Probetas de Desgaste......................................................................................71
Tabla 7.1: Condiciones de Operación para las pruebas de desgaste ............................72
Tabla 7.2: Resultados de las Pruebas de Calibración....................................................72
Tabla 7.3: Resultados de Desgaste para la Fundición 1 ................................................73
Tabla 7.4: Resultados de Desgaste para la Fundición 2 Colada en Grafito ...................73
Tabla 7.5: Resultados de Desgaste para la Fundición 3 Colada en Arena ....................74
Tabla 7.6: Resultados de Desgaste para la Fundición 3 Colada en Grafito ...................74
Fig. 7-2: Relación entre dureza superficial y perdida de masa.......................................76
Tabla 8.1: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 1 colada en
Molde de Arena..............................................................................................................87
IM-2007-I-19
91
9191
Tabla 8.3: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 2 colada en
Molde de Grafito.............................................................................................................88
Tabla 8.4: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 3 colada en
Molde de Arena..............................................................................................................88
Tabla 8.5: Resultados de las pruebas de Micro-dureza Vickers Fundición 3 colada en
Molde de Arena..............................................................................................................88
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