Jornadas SAM – CONAMET – AAS 2001, Septiembre de 2001 189-196 PROPIEDADES DE IMPACTO Y DESGASTE DE FUNDICIONES ESFEROIDALES PARCIALMENTE ACOQUILLADAS M.R. Martínez Gamba, R.A. Martínez y R.C. Dommarco Grupo Tribología, Fac. Ingeniería Div. Metalurgia – INTEMA - UNMdP Av. J.B.Justo 4302 – B 7608 FDQ Mar del Plata - Argentina e-mail: dommarco@fi.mdp.edu.ar RESUMEN En el presente trabajo se evalúa la resistencia al desgaste y al impacto de fundiciones esferoidales parcialmente acoquilladas, obtenidas mediante la utilización de enfriadores en el molde. Se realizó, además, el análisis microestructural, el relevamiento de los perfiles de dureza y del porcentaje de carburos en función de la distancia al enfriador y se caracterizaron las superficies de fractura mediante microscopía electrónica de barrido. Se estudiaron dos aleaciones, variando el porcentaje de silicio y/o carbono en la aleación, obteniéndose diferentes grados de acoquillamiento o precipitación de carburos. Se observó, que bajo las condiciones de ensayo empleadas (norma ASTM G 65), la resistencia al desgaste mejora con el tratamiento superficial empleado, obteniéndose valores de resistencia al desgaste por abrasión superiores a los observados para la misma microestructura de la matriz sin acoquillar. Por su parte, los valores de resistencia al impacto obtenidos, permiten conocer la respuesta del tratamiento estudiado, y disponer de valores de referencia para futuras aplicaciones. Palabras claves Fundición de hierro, Enfriamiento Rápido, Carburos, Impacto, Desgaste, Abrasión INTRODUCCION Una de las técnicas empleadas para la fabricación y reparación de elementos mecánicos de acero, sometidos a desgaste por abrasión, es la utilización de la refusión o aporte de capas duras, generando una importante presencia de carburos en las mismas. Si bien esta técnica es generalmente efectiva frente a determinados tribosistemas, la profundidad afectada es limitada y posee un costo elevado. Cuando el material base utilizado es la fundición de hierro, la técnica de aporte presenta problemas de fisuración y adhesión. Sin embargo, la metalurgia de las fundiciones muestra que si la velocidad de enfriamiento durante la solidificación de una fundición con grafito libre se incrementa, existe una tendencia a la precipitación de carburos (acoquillado), cuya dureza le confiere al material buena resistencia a la abrasión. La velocidad de enfriamiento en la solidificación puede controlarse (aumentarse) mediante el uso de enfriadores ubicados estratégicamente en el molde de colada. Además, el control de la microestructura de la matriz, mediante una adecuada selección de los elementos de aleación, permite obtener una resistencia al desgaste satisfactoria, posibilitando la eliminación del tratamiento térmico posterior, lo que resulta en una importante reducción del costo de producción. Si bien es ampliamente reconocido que la presencia de carburos tiende a aumentar la resistencia al desgaste, esta posibilidad está 189 Martínez Gamba, Martínez y Dommarco íntimamente ligada a la dureza, forma, tamaño, fracción en volumen, distribución, cohesión con la matriz, etc. [1] La tecnología actual, permite la práctica de tratamientos superficiales por refusión sobre la fundición de hierro con grafito libre, mediante láser, TIG, arco transferido por plasma, etc., que promueven la precipitación de carburos, eliminando total o parcialmente el grafito libre. El uso de la refusión por arco transferido por plasma en la fundición laminar fue estudiada por Dai, et al. [2], observando que el volumen de carburos de hierro precipitados y la dureza, hasta 460 - 570 HV (46-53 HRC), aumentan con la disminución del contenido de Si. En un trabajo posterior [3] se obtuvieron superficies tratadas por refusión de 2 - 5 mm de profundidad con valores de dureza de hasta 720 HV (63 HRC), observándose que la tasa de erosión disminuye un ~35% para ángulo de 30°, mientras que aumenta un ~22% a los 90°. También se utilizó el proceso TIG de refusión [4] para obtener el endurecimiento superficial de fundición gris, observándose que la tasa de desgaste por abrasión se reduce al ~25% en un sistema tipo tambor. El estudió de la resistencia al desgaste por abrasión, en un sistema pinon-disk, de fundición nodular acoquillada [5], mostró que la resistencia aumenta con el contenido de Ni en la aleación y con la velocidad de enfriamiento, es decir con el contenido de la fase carburo. Sin embargo, gracias a la flexibilidad característica del proceso de fabricación de piezas en fundición de hierro, es posible obtener estructuras acoquilladas, directamente de colada, mediante el uso de enfriadores. Con esta técnica se obtiene una mayor profundidad de acoquillamiento, muy superior a la observada en los procesos de refusión [6], siendo ventajoso en aplicaciones especiales. El desarrollo de esta técnica de fabricación, permite mejorar selectivamente las propiedades, aumentando la resistencia al desgaste en la superficie y manteniendo un núcleo con aceptable tenacidad. Si bien la bibliografía muestra trabajos relativos al estudio de la resistencia al desgaste [7] y la tenacidad a la fractura [5] de la fundición nodular acoquillada con tratamiento posterior de austemperado, no existen reportes sobre estudios de resistencia al desgaste y al impacto de fundición nodular en estado “as-cast”. La combinación de estas propiedades, resulta de importancia en aquellas aplicaciones que combinan solicitaciones de impacto y desgaste, siendo necesario, conocer la respuesta frente a este tipo de solicitación y, además, disponer de valores de referencia comparativos para el diseño. En el presente trabajo se estudiará la resistencia al desgaste e impacto de dos aleaciones de fundición esferoidal, una hipoeutéctica sin alear y otra eutéctica, aleada con Cr, Ni y Cu. METODOLOGIA EXPERIMENTAL Las coladas empleadas fueron obtenidas en la Planta Piloto de la Div. Metalurgia INTEMA, con un horno de inducción de 3 KHz y 55 kg de capacidad. La nodulización e inoculación se realizó utilizando métodos convencionales, en cuchara de 40 kg con bolsillo de nodulización. La Figura 1 muestra el diseño del modelo de placa utilizado [5, 7] para la extracción de muestras, el mismo es moldeado utilizando un enfriador de cobre en el extremo de 37x37x200 mm. La placa obtenida de 25x180x225 mm, permite la extracción de secciones paralelas al enfriador de 25x180x12 mm de espesor, correspondientes a zonas que son identificadas desde la 1 (contra el enfriador) y avanzando hacia el interior como 2, 3, 4 y 5. La composición química de las coladas obtenidas, denominadas en adelante C1 y C2, se verificó mediante espectrometría de emisión óptica por chispa. Los valores medidos se listan en la Tabla I. 190 Jornadas SAM – CONAMET – AAS 2001 Tabla 1. Porcentaje de los elementos de aleación de las coladas C1 y C2, estudiadas en el presente trabajo. CE, carbono equivalente. Muestra C Si Mn Mg Cu Cr Ni S P CE C1 3,32 1,77 0,18 0,05 0,06 -- -- 0,02 1,01 3,91 C2 3,42 2,90 0,56 0,06 0,62 0,47 0,61 0,02 0,07 4,38 Figura 1. Esquema del modelo y enfriador de cobre utilizados, mostrando los cortes realizados para la extracción de muestras, zonas 1 a 5. La preparación de las muestras para su observación al microscopio óptico, se realizó aplicando las técnicas convencionales de corte, desbaste y pulido mecánicos y el ataque químico con Nital 2%. Se cuantificó la presencia de carburos utilizando un software para el análisis de imágenes, destacando la fase carburo, respecto de la matriz, mediante el ataque químico con persulfato de amonio. Se relevaron los perfiles de dureza en función de la distancia desde la superficie acoquillada, empleando el método Rockwell C. Los ensayos de desgaste por abrasión se realizaron en el laboratorio del Grupo Tribología, de acuerdo a la norma ASTM G 65-94 [8], utilizando el procedimiento A. El desgaste relativo, E, se calculó a través del cociente entre la variación de peso del material de referencia, acero SAE 1010, y la variación de peso del material bajo estudio. La resistencia al impacto fue medida en las diferentes zonas de las placas coladas, de donde fueron extraídas las probetas prismáticas de 10x10x55 mm, sin entalla. Los ensayos se llevaron a cabo utilizando un equipo Fractovis – High Energy 6785, con un sistema de adquisición de datos DAS 4000 Win. Las superficies de fractura fueron examinadas mediante microscopía electrónica de barrido (SEM). RESULTADOS Y DISCUSION Caracterización microestructural y resistencia al desgaste La Figura 2 muestra las microestructuras “as cast” obtenidas para las coladas C1 y C2, a diferentes distancias del enfriador. En la colada C1 se observa una importante precipitación de 191 Martínez Gamba, Martínez y Dommarco carburos cerca del enfriador, 37% a 2mm (Fig. 2a), disminuyendo hasta un valor estable más allá de los 36mm(≈10%), como se observa en la Figura 3. El resto de la matriz resultó perlítica cerca del enfriador, en tanto que en zonas más alejadas, se observó la presencia de ferrita tipo “bull-eye”, a la vez que el conteo nodular pasa de 1140 a 400 nod/mm2, Figs. 2a y 2c, respectivamente. a) C1, Zona 1 e) C2, Zona 1 b) C1, Zona 2 f) C2, Zona 2 c) C1, Zona 3. g) C2, Zona 2 Figura 2. Microestructuras “as cast” obtenidas en las coladas C1 y C2, a diferentes distancias del enfriador 50 μm En la colada C2, el contenido de carburos fue de ≈16% a 2 mm, mientras que los valores estabilizados, lejos del enfriador, resultaron similares a los de C1, ≈10% a 36mm, Figs. 2e y 2g, respectivamente. En todas las zonas analizadas además de los carburos, la 192 Jornadas SAM – CONAMET – AAS 2001 matriz resultante fue del tipo perlítica, mientras que el conteo nodular varía desde ≈1250 a 300 nod/mm2 cuando se pasa de 2 a 36mm del enfriador. Los resultados detallados del análisis cuantitativo de la microestructura se encuentran listados en la Tabla 2, mientras que la Figura 3 grafica la variación del contenido de fase carburo en función de la distancia al enfriador. La dureza de ambas coladas se observa en la Figura 4, observándose que la misma varía desde un máximo de 39 HRC, para estabilizarse en ≈20 HRC lejos del enfriador para C1, mientras que para C2 la máxima dureza fue de 38 HRC, con un valor estabilizado en ≈29 HRC, más allá de los 25 mm. Tabla 2. Valores de energía, porcentaje de carburos, dureza , conteo nodular y tipo de matriz, medidos para las diferentes zonas evaluadas. Zona [mm desde enfriador] Energía [J] Carburos [%] Dureza [HRC] Conteo [nod/mm2] Matriz C1 C2 C1 C2 C1 C2 C1 C2 C1 C2 1 – [0 a 12] 9 12 37 16 39 38 1140 1250 P P 2 – [12 a 24] 12 18 23 16 32 32 675 600 P P 3 – [24 a 36] 17 20 17 14 23 30 400 320 P+F P 4 – [36 a 48] 50 40 10 10 21 30 375 280 P+F P 5 – [48 a 60] 56 45 11 11 20 29 375 280 P+F P La Figura 5 muestra los resultados obtenidos en los ensayos de desgaste por abrasión. Los mismos están expresados como la resistencia al desgaste relativo (E) en función de la distancia al enfriador. Para la colada C1, se observa claramente que la resistencia al desgaste sigue una tendencia similar a la observada, tanto para la distribución de carburos como en la variación de la dureza. Sin embargo, para la colada C2, el comportamiento parece ser atípico, ya que en este caso la resistencia al desgaste aumenta para las zonas alejadas del enfriador, o de menor dureza y conteo nodular. Cuando se comparan ambas curvas, la resistencia de C1 resultó superior en las zonas adyacentes al enfriador, mientras que a partir de la zona 3 la colada C2 es la que presenta una respuesta más satisfactoria. Mientras que en las zonas 1 y 2 prevalece la elevada presencia de carburo de hierro de la colada C1, a mayor distancia del enfriador (zonas 3, 4 y 5) lo hace la estructura perlítica de la colada C2, sumada a los carburos aportados por la aleación con cromo. Debe tenerse en cuenta que, aún cuando el contenido de fase carburo es mayor cerca del enfriador, la respuesta de segundas fases depende de su dispersión, tamaño, cohesión con la matriz, etc. 193 Martínez Gamba, Martínez y Dommarco 40 5 % de carburos Resistencia al desgaste - E C1 C2 35 30 25 20 15 10 5 4 3 2 C1 C2 1 0 0 10 20 30 40 50 60 0 Distancia desde el enfriador [ mm ] 10 20 30 40 50 Distancia desde el enfriador [ mm ] Figura 3. Cantidad de carburos en la matriz Figura 5. Resistencia al desgaste relativo 70 40 C1 C2 Zona 5 60 Energía absorbida [ J ] 35 HRC 30 25 20 50 Zona 4 40 30 Zona 3 Zona 2 20 10 Zona 1 0 15 -10 0 10 20 30 40 50 60 70 0.0 Figura 4. Perfil de dureza 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 tiempo [ mseg ] Distancia desde el enfriador [ mm ] Figura 6. Variación temporal de la energía Ensayos de impacto Los valores de energía absorbida en el ensayo de impacto se listan en la Tabla 2, siendo posible observar el comportamiento relativo entre las coladas C1 y C2. La colada C1 absorbe menos energía que la C2 en zonas próximas al enfriador, mientras que la misma presenta valores más altos en zonas alejadas. La Figura 6 muestra los resultados obtenidos mediante ensayos instrumentados realizados sobre probetas de la colada C1. Se aprecia claramente, como las zonas 1, 2 y 3 absorben menos energía que las zonas 4 y 5. Esto se debe al elevado contenido de carburo y perlita de las primeras, mientras que las segundas presentan matriz ferrítico-perlítica con menor contenido de carburos. Por otra parte, las curvas correspondientes a las zonas 1 y 2 muestran como la energía de fractura es alcanzada en forma lineal, mientras que en las zonas 3, 4 y 5, esta es alcanzada 194 Jornadas SAM – CONAMET – AAS 2001 como una suma de un comportamiento lineal y otro no-lineal. Este comportamiento no-lineal es debido a la presencia de deformación plástica en el proceso de fractura. La forma de las curvas Energía vs. Tiempo de la Figura 6 son indicativas de la historia de deformación del proceso de fractura de la probeta. La interpretación se puede realizar considerando el aumento lineal de absorción de energía como a un período elástico. Las posibles fluctuaciones resultantes al final de la etapa lineal no están ligadas a las propiedades del material, sino que son causadas por las cargas inerciales del impactador al golpear la muestra. Aumentos posteriores de energía previos a la energía máxima, producen la deformación plástica. Se presenta aquí una ventaja del ensayo instrumentado frente al péndulo convencional, ya que el valor de la energía total (ET) por si sólo no es indicativo del comportamiento del material, dado que no permite discernir las energías necesarias para la iniciación (EI) y la propagación (EP) de fisuras. Las superficies de fractura del material estudiado muestran, como es de esperar, que el mecanismo de fractura predominante es clivaje. Sin embargo, es posible observar diferencias entre las zonas 1 de las coladas C1 y C2 en las Figuras 7 y 8 respectivamente. La superficie de la Fig.7 (colada C1) muestra una fractura más plana que la zona 1(Fig. 8) de la colada C2 y esto está probablemente ligado al más alto porcentaje de carburos en esta zona para la colada C1. 25 μm 25 μm Figura 7. Zona 1. Colada C1 Figura 8. Zona 1. Colada C2 CONCLUSIONES ¾ La utilización de un enfriador de cobre en el extremo de la placa permitió obtener un enfriamiento rápido en la zona cercana al mismo, promoviendo microestructuras de alta dureza resistentes al desgaste. ¾ La colada C2 mostró un comportamiento atípico, ya que la resistencia al desgaste aumentó para las zonas alejadas del enfriador, o de menor dureza y menor conteo nodular. ¾ Se obtuvieron valores de referencia comparativos para el diseño de componentes que combinan solicitaciones de impacto y desgaste realizados en fundición nodular en estado “as-cast”. ¾ El ensayo de impacto instrumentado permitió distinguir una zona lineal y otra no lineal que se puede dividir a la curva energía – tiempo en, asociadas estas a la matriz. ¾ Resultará de interés en trabajos futuros profundizar los estudios de los mecanismos involucrados en el desgaste y el impacto de este tipo de materiales. 195 Martínez Gamba, Martínez y Dommarco REFERENCIAS 1 Zum Gahr,K.; 1998, “Wear by hard particles”, Tribology International, 31, 10, 587-596. Dai,W.S.; Lui,T.S.; Chen,L.H.; 1999, “Characteristics of cementite formation in the surface layer of flake graphite cast iron formed by plasma trasferred arc remelting”, Int. J. Cast Metals, 12, 119-125. 3 Dai,W.S.; Lui,T.S.; Chen,L.H.; 1999, “Characteristics of surface remelted hardfacing spheroidal graphite cast iron using the plasma transferred arc process”, Int. J. Cast Metals, 12, 233-240. 4 Chithambaram,S.; Chinnathambi,K.; Krishna Kumar,R.; Prabhakar,O.; 1987, “FEM modelling and quality assesment of TIG surface remelted pattern grade cast iron”, AFS Transactions, 401-410. 5 Hemanth, J.; 2000, “Wear characteristics of austempered chilled ductile iron,” Wear, 21, 139-148. 6 Distéfano,A.; Martínez Gamba,M.; Dommarco,R.; “Resistencia al Desgaste Abrasivo de Fundicion Nodular Parcialmente Acoquillada,” Jornadas Metalúrgicas SAM 2000, Univ. Nac. del Comahue, Neuquén, Agosto 2000. 7 Hemanth, J.; 1999, “Fracture toughness of austempered chilled ductile iron,” Materials Science and Technology, 15, pp.878-884. 8 ASTM G65-94, Standard Test Method for measuring abrasion using the Dry sand rubber wheel abrasion test, 1993. 2 196