Tribología de Fundición Nodular Austemperada con Carburos ...

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Tribología de Fundición Nodular Austemperada

con Carburos: Fatiga de Contacto y Deslizamiento

Tesis presentada para optar por el grado académico de

Doctor en Ciencia de Materiales

Universidad Nacional de Mar del Plata

Facultad de Ingeniería

Departamento de Ingeniería en Materiales

Autor: Pedro, Diego Iván

Director: Dommarco, Ricardo César

Grupo Tribología / División Metalurgia INTEMA

Fecha de presentación: Marzo de 2020

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Tribología de Fundición Nodular Austemperada

con Carburos: Fatiga de Contacto y Deslizamiento

Tesis presentada para optar por el grado académico de

Doctor en Ciencia de Materiales

Universidad Nacional de Mar del Plata

Facultad de Ingeniería

Departamento de Ingeniería en Materiales

Autor: Pedro, Diego Iván

Director: Dommarco, Ricardo César

Grupo Tribología / División Metalurgia INTEMA

Fecha de presentación: Marzo de 2020

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Índice

Glosario de abreviaturas ......................................................................................................... 5 Resumen ................................................................................................................................. 6 Abstract ................................................................................................................................... 9 Motivación y Justificación del Trabajo de Tesis .................................................................. 12 Objetivos generales del trabajo ............................................................................................. 15 Objetivos particulares del trabajo ......................................................................................... 15

....................................................................................................................... Capítulo 1 – Introducción .................................................................................................................................................. 16

1.1- Microconstituyentes de las fundiciones de hierro ...................................................... 16

1.2- Clasificación de las fundiciones de hierro ................................................................. 18

1.3- Fundiciones con grafito libre ..................................................................................... 18

1.3.1- Fundición gris ................................................................................................. 19

1.3.2- Fundición nodular ........................................................................................... 20

1.3.3- Fundición vermicular o compacta ................................................................... 21

1.4- Fundiciones blancas ................................................................................................... 22

1.4.1- FB perlíticas .................................................................................................... 23

1.4.2- FB Ni-Hard o Ni-Cr ........................................................................................ 23

1.4.3- FB de alto Cr ................................................................................................... 24

1.5- Fundiciones atruchadas .............................................................................................. 24

1.6- Solidificación de fundiciones de hierro ..................................................................... 25

1.6.1- Microsegregación ............................................................................................ 25

1.6.2- Solidificación estable y metaestable en fundiciones de hierro ....................... 27

1.6.3- Influencia de los elementos de aleación.......................................................... 29

1.7- Tratamiento térmico de la fundición de hierro .......................................................... 31

1.7.1- Austemperado – Fundición Nodular Austemperada (ADI) ............................ 31

1.8- Fundición nodular austemperada reforzada con carburos ......................................... 35

1.9- Aplicaciones de CADI, industria y futuro prometedor .............................................. 36

1.10- Desgaste por abrasión ................................................................................................ 37

1.10.1- Resistencia a la abrasión de ADI .................................................................... 40

1.10.2- Resistencia a la abrasión de CADI ................................................................. 41

1.11- Desgaste por fatiga de contacto ................................................................................. 43

1.11.1- Modos de falla en fatiga de contacto por rodadura ......................................... 43

1.11.2- Distribución de tensiones en el contacto ideal ................................................ 44

1.11.3- Distribución de tensiones en el contacto no-ideal .......................................... 47

1.11.4- Influencia de las inclusiones sobre las tensiones ............................................ 49

1.11.5- Mecánica de contacto y lubricación ................................................................ 52

3

1.11.6- Mecanismo de falla superficial temprana y características............................. 53

1.12- Antecedentes de FCR ................................................................................................. 55

1.13- Fricción ...................................................................................................................... 56

1.13.1- Mecanismos de Fricción ................................................................................. 57

1.14- Desgaste por deslizamiento ....................................................................................... 58

1.14.1- Mecanismos de desgaste dominados por plasticidad ...................................... 63

1.14.2- Desgaste por oxidación ................................................................................... 64

1.15- Antecedentes en deslizamiento .................................................................................. 65

...................................................... Capítulo 2 – FCR de CADI: influencia del tratamiento térmico .................................................................................................................................................. 69

2.1- Metodología experimental ......................................................................................... 69

2.1.1- Coladas de Fundición Nodular........................................................................ 69

2.1.2- Caracterización microestructural .................................................................... 69

2.1.3- Conteo de fases presentes ............................................................................... 70

2.1.4- Caracterización mecánica del material ........................................................... 70

2.1.5- Preparación de muestras ................................................................................. 71

2.1.6- Ensayos de FCR .............................................................................................. 73

2.2- Resultados y discusión ............................................................................................... 76

2.2.1- Caracterización del material ........................................................................... 76

2.2.2- Ensayos de FCR .............................................................................................. 81

2.2.3- Discusión de resultados .................................................................................. 83

2.3- Conclusiones .............................................................................................................. 86

.................................... Capítulo 3 – CADI sometido a FCR, influencia del grafito y los carburos. .................................................................................................................................................. 88

3.1- Metodología experimental ......................................................................................... 88

3.1.1- Preparación de muestras ................................................................................. 88

3.1.2- Caracterización de muestras ........................................................................... 90

3.1.3- Ensayos de FCR .............................................................................................. 91

3.2- Resultados y discusión ............................................................................................... 91

3.2.1- Caracterización microestructural .................................................................... 91

3.2.2- Respuesta a FCR ............................................................................................. 94

3.2.3- Discusión ........................................................................................................ 99

3.3- Conclusiones ............................................................................................................ 101

........... Capítulo 4 – Deslizamiento de CADI: Desgaste, fricción e influencia de la velocidad de solidificación. ......................................................................................................................... 103

4.1- Metodología experimental ....................................................................................... 103

4.1.1- Preparación de muestras ............................................................................... 103

4.1.2- Caracterización del material ......................................................................... 105

4.1.3- Ensayos de deslizamiento ............................................................................. 105

4

4.1.4- Caracterización de huellas y partículas de desgaste ..................................... 106

4.2- Resultados y discusión ............................................................................................. 107

4.2.1- Caracterización microestructural en función de la distancia al enfriador. .... 107

4.2.2- Caracterización microestructural de muestras .............................................. 111

4.2.3- Fricción, desgaste y partículas de desgaste ................................................... 114

4.3- Conclusiones ............................................................................................................ 126

.............................................................. Capítulo 5 – Deslizamiento de CADI: evolución del daño. ................................................................................................................................................ 128

5.1- Metodología experimental ....................................................................................... 128

5.1.1- Ensayos de deslizamiento con carrera variable ............................................ 128

5.2- Resultados y discusión ............................................................................................. 131

5.2.1- Fricción, desgaste y partículas de desgaste ................................................... 131

5.3- Conclusiones ............................................................................................................ 144

.......................................................................................................................... Conclusiones Generales ................................................................................................................................................ 146

........ Anexo: Listado de publicaciones y trabajos presentados en congresos relacionados con el desarrollo de esta tesis doctoral .............................................................................................. 148

............................................................................................................................................... Referencias ................................................................................................................................................ 149

Tesis doctoral – Pedro, Diego Iván

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Glosario de abreviaturas

Abreviatura Significado ADI Fundición Nodular Austemperada – Austempered Ductile Iron

CADI ADI con carburos – Carbidic Austempered Ductile Iron FCR Fatiga de Contacto por Rodadura FB Fundición Blanca FH Fundición de Hierro α Ferrita γ Austenita

Fe3C, M3C Cementita GL Grafito Libre Ms Temperatura de inicio de transformación Martensítica FG Fundición Gris FN Fundición Nodular CE Carbono Equivalente CN Conteo Nodular FV Fundición Vermicular

FNA Fundición Nodular Atruchada C0 Contenido de soluto de la aleación CS Contenido de soluto en el sólido CL Contenido de soluto en el Líquido k Coeficiente de partición de soluto

LTF Ultimas porciones en solidificar – last to freeze TEE Temperatura del Eutéctico Estable TEM Temperatura del Eutéctico Metaestable

Tγ Temperatura de austenizado tγ Tiempo de austenizado Ta Temperatura de austemperado ta Tiempo de austemperado fab Factor fab o Grado de Desgaste CR Camino de rodadura p0 Presión máxima de contacto ideal de Hertz P Carga Normal de contacto a Semi amplitud de contacto ideal de Hertz

EHD Lubricación elastohidrodinámica 𝜆 Coeficiente de espesor de Película Lubricante ℎ Espesor mínimo de película lubricante 𝑅 Rugosidad compuesta µ Coeficiente de fricción K Coeficiente de desgaste adimensional Q Volumen desgastado H Dureza de la superficie más blanda k Coeficiente de desgaste dimensional

TN Tamaño de Nódulo IC Intervalo de Confiabilidad TD Tasa de Desgaste

TDC Tasa de Desgaste de la Contramuestra EI, EII, EIII, EIV Etapas del ensayo de carrera variable

TDP Tasa de desgaste promedio TDi Tasa de desgaste asociada a la etapa i


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RESUMEN

La fundición nodular austemperada, en inglés Austempered Ductile Iron o ADI, es un material

ferroso fabricado por colada. Su microestructura consiste en partículas de grafito libre en forma

nódulos, inmersos en una matriz compuesta por una mezcla fina de ferrita y austenita, obtenida

mediante tratamiento térmico. Este material ha demostrado tener excelente resistencia al

desgaste bajo diferentes mecanismos como fatiga de contacto por rodadura (FCR),

deslizamiento y abrasión. No obstante, con el objetivo de mejorar su resistencia al desgaste por

abrasión, se desarrolló la fundición nodular austemperada con carburos, en inglés Carbidic ADI

o CADI, mediante la incorporación de carburos a su microestructura. Esto se logra por distintos

caminos, como: el diseño de molde, el control de composición química, la introducción directa

de carburos en el molde o sus combinaciones. El carburo posee muy alta dureza, y actúa como

un refuerzo de la matriz, incrementando su resistencia a la abrasión, aunque reduce la ductilidad

y la tenacidad al impacto. Sin embargo, es posible encontrar un balance entre estos efectos,

permitiendo al material alcanzar propiedades competitivas con otros materiales resistentes a la

abrasión, por ejemplo, la fundición de hierro blanca u otros “Abrasion Resistant Irons”.

Hasta el presente, los estudios tribológicos sobre CADI se han enfocado en el desarrollo de su

capacidad para resistir la abrasión a través del control de la microestructura, principalmente

tamaño, cantidad y dispersión de carburos, tanto en condiciones de servicio de baja presión

como de alta presión.

No obstante, dadas las características microestructurales del CADI, es posible plantear como

hipótesis que este material tenga también muy buena respuesta frente a otros mecanismos de

desgaste, como la fatiga de contacto por rodadura (FCR) o el desgaste por deslizamiento,

haciendo que se amplíen las aplicaciones potenciales a diferentes áreas industriales. En este

sentido surge la necesidad de estudiar la resistencia al desgaste de CADI, tanto a la FCR como

frente al deslizamiento, y su relación con las características de su microestructura.


7

Por lo tanto, en este trabajo de tesis, los estudios de FCR fueron realizados utilizando material

en el que la precipitación de carburos fue controlada combinando dos metodologías. Una de

ellas con dos geometrías de molde de distinta forma y espesor, para obtener dos velocidades de

solidificación, y la otra, mediante el diseño criterioso de la composición química. Los resultados

mostraron que la variación de la microestructura de la matriz, controlada a través del

tratamiento térmico, tiene una influencia secundaria en la respuesta del material frente a la FCR.

Por otro lado, en general la dureza es una propiedad muy importante para la FCR, en el CADI

su aumento no siempre resultó en una mejora en la vida hasta la falla, indicando que otras

propiedades o características de la microestructura también pueden ser determinantes.

Se observó que el desempeño del CADI sometido a FCR es superior al del ADI, y que, gracias

a la presencia de carburos, posee más opciones para el control de su microestructura, como el

tamaño, la cantidad y la distribución de las partículas de carburo y de grafito, pudiendo

optimizar la respuesta del material para cada aplicación particular.

Para el estudio y desarrollo del CADI frente al desgaste por deslizamiento, el material se fabricó

colando en un molde con una coquilla en un extremo, obteniendo así un abanico de velocidades

de solidificación y, por lo tanto, con cantidades variables de grafito y de carburo en función de

la distancia a la coquilla. Luego el material recibió el tratamiento térmico a dos temperaturas

de austemperado. Así, se evaluó la influencia de una variedad importante de microestructuras,

sobre la fricción y el desgaste por deslizamiento. También se estudiaron las huellas de desgaste,

analizando el micro-mecanismo de desgaste o daño presente y su relación con la

microestructura en las distintas variantes de material.

Por otro lado, se estudió la influencia de la velocidad de solidificación sobre la eficiencia del

tratamiento térmico. Una elevada extracción de calor no sólo incrementa la velocidad de

solidificación y la cantidad de carburos, sino que también condiciona la efectividad del

tratamiento térmico posterior de la matriz. Sin embargo, se observó que el CADI de peor

desempeño superó por casi diez veces la resistencia al desgaste del ADI de mejor desempeño,


8

incluso cuando sus niveles de dureza resultaron comparables. A su vez, a través del estudio de

la influencia de las diferentes características microestructurales, se demostró que es posible

optimizar la resistencia al desgaste por deslizamiento, permitiendo diseñar la estructura de

CADI para cada aplicación.

Los estudios realizados demuestran que es posible obtener una gran variedad de

microestructuras a través del diseño de molde, el control de la composición química y el

tratamiento térmico, permitiendo optimizar al material según cada aplicación. De esta manera

se observa que efectivamente el CADI, no sólo mejora el desempeño tribológico respecto del

ADI cuando es sometido a la abrasión, para la cual fue concebido, sino también cuando el daño

o desgaste se produce por mecanismos como la FCR o el deslizamiento (adhesión, fatiga),

ampliando de este modo las aplicaciones potenciales del CADI a diferentes piezas, mecanismos

o incluso áreas industriales.


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ABSTRACT

Austempered Ductile Iron (ADI) is a ferrous alloy, usually processed by casting, with a

microstructure consisting of free graphite nodules immersed in a metallic matrix composed of

a thin mixture of ferrite and austenite obtained by heat treatment.

ADI has an excellent wear resistance under different wear mechanisms such as rolling contact

fatigue (RCF), abrasion and sliding. Even so, Carbidic Austempered Ductile Iron (CADI) was

developed as an ADI variation in order to improve its abrasive wear resistance, by the addition

of carbides into the microstructure. The carbides can be added through different procedures like

mold design, chemical composition selection, direct insertion into the mold or combinations of

these. Carbides have very high hardness and work as a matrix reinforcement, enhancing the

abrasion resistance very effectively but at the expense of a reduction in ductility and impact

toughness. Nevertheless, it is possible to balance these effects to reach an optimal combination

of properties that competes with those of other abrasion resistant materials, such as white cast

irons or other abrasion resistant irons.

Up to the present, tribological research about CADI was focused in the development of its

abrasion resistance by controlling its microstructure, mainly through the selection of the size,

amount and dispersion of carbides, for applications in both, low and high pressure abrasion.

However, given the CADI microstructural characteristics, it is possible to hypothesize that this

material will be able to perform well in other tribosystems, like those implying rolling contact

fatigue and/or sliding (adhesive) wear. Being this the case, it would imply for CADI new

possible applications not considered before. Thus, new research must be carried out on the

ability of CADI to withstand RCF and sliding wear and its relation to the microstructural

characteristics and damage process.

Therefore, in this thesis work, for the RCF studies, carbide precipitation was induced by a

combination of two methodologies, chemical composition control (%Cr) and two mold

geometries and sizes resulting in different cooling speeds. The RCF life was not significantly


10

influenced by the heat treatment when compared with other processing parameters. Moreover,

even though high hardness is usually related with good RCF performance, in this case, its

increment did not always improve the RCF life, reflecting that other microstructural

characteristics may also be important in CADI’s performance.

It was observed that CADI’s RCF life was superior to that of ADI’s, and also, has more design

options as consequence to the presence of carbides, being particularly important when

considering different applications, since not only the matrix microstructure must be designed,

but also, carbide and graphite sizes, amount and distribution must be considered. For the sliding

wear studies, a mold with a chill was used to induce a gradient of cooling speeds through the

casting. In this sense, the cast samples had different amounts of graphite and carbide as function

to the distance to the chill. Then, the material was heat treated with two different austempering

temperatures. Therefore, the influence of a wide variety of microstructures on the damage

micromechanism, friction and sliding wear was studied for the different sample castings.

The influence of the solidification speed on the efficiency of the heat treatment was also studied.

High heat extraction not only results in high solidification speeds and high carbide content, but

also affects the matrix heat treatment effectiveness. However, even the worst performing CADI

had ten times better wear resistance than ADI, even when their hardnesses were similar. At the

same time, it was shown that it is possible to optimize CADI´s performance by controlling the

microstructural variables affecting the sliding wear resistance, conceding flexibility to the

design process for each application.

The present work demonstrates that it is possible to obtain a wide variety of CADI’s

microstructures through chemical composition control combined with mold and heat treatment

design, allowing the material to be optimized for each application. In this way, CADI not only

improves the tribological properties with respect to ADI under abrasive wear conditions, for

which it was originally conceived, but also has better performance under different damage or


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wear mechanisms such as RCF or sliding (adhesion, fatigue). Therefore, CADI has now new

potential applications in different parts, mechanisms or even industrial areas.


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Motivación y Justificación del Trabajo de Tesis

La fundición nodular en general y en particular la austemperada o ADI, del inglés austempered

ductile iron, ha recibido un interés creciente debido a la combinación de facilidad y economía

de procesamiento, junto con excelentes propiedades mecánicas y tecnológicas, permitiéndole

ganar mercado, inclusive reemplazando aceros forjados en numerosas aplicaciones. El ADI

también posee excelente resistencia al desgaste bajo diferentes mecanismos, como fatiga de

contacto por rodadura (FCR), adhesión y abrasión [1,2]. Las aplicaciones típicas de este

material son aquellas que requieran una combinación de buena resistencia a la rotura y

tenacidad, a menudo combinado con una muy buena resistencia al desgaste, en piezas tales

como, engranajes, levas, cigüeñales, piezas de suspensión, y piezas varias para sectores de la

industria del transporte, agrícola, minera, metalmecánica, construcción, etc.

La Fundición Nodular Austemperada con Carburos o CADI, por su sigla en inglés, es una

variante del ADI de reciente introducción al mercado mundial, a la que se agregan partículas

duras, o carburos, con el objetivo de mejorar su resistencia al desgaste, particularmente la

resistencia a la abrasión. Aunque la tenacidad al impacto disminuye [3], su valor es igual o

mayor que el de otros materiales con resistencia al desgaste similar [4], pero a un menor costo

de producción. Además, permite la comercialización de un material con mayor valor agregado,

sin involucrar una inversión de capital significativa para incorporarlo a la oferta de las plantas

de fundición existentes.

Es posible obtener diversas combinaciones de propiedades a través del control sobre el

contenido de carburos (micro-segregación, elementos de aleación, velocidad de enfriamiento,

introducción directa de carburos en el molde), como también su dispersión y morfología [5].

El CADI ha sido aplicado exitosamente, demostrando tener una resistencia al degaste superior

a la del ADI, similar a las fundiciones NiHard e inferior a la de las fundiciones blancas de alto

cromo. La ventaja del CADI reside en su tenacidad al impacto [4] de 11-27 J, superando los 3 J

de las Fundiciones Blancas (FB 27 %Cr) y Ni-Hard Grado 2. En consecuencia, si bien el CADI


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no puede reemplazar a las FB en aplicaciones de abrasión de alta severidad, puede hacerlo

donde se requiera resistencia al desgaste combinada con una tenacidad al impacto superior. Por

otro lado, al considerar los costos involucrados en la fabricación, las FB cuentan con un alto

contenido de elementos de aleación como el Cr y el Ni (de alto costo) y una maquinabilidad

pobre. En cambio, el CADI posee mayor facilidad de maquinado en bruto de colada y el costo

adicional debido al tratamiento térmico no afecta su competitividad, dado que muchas FB

también deben ser tratadas, ya sea para facilitar su mecanizado, para mejorar la resistencia al

desgaste o su tenacidad.

El número de aplicaciones industriales de CADI se encuentra en expansión, por tratarse de un

material de reciente aparición y aún en desarrollo. Desde comienzos de los ´90s, se han

fabricado de manera exitosa numerosos elementos mecánicos para máquinas agrícolas [4, 6].

También se han presentado artículos [4] mostrando algunos resultados y posibles aplicaciones

para expandir su aplicación y, en los últimos años, se ha observado un aumento de los artículos

publicados en revistas científicas.

En argentina, a través de un convenio de desarrollo y transferencia de tecnología [7] celebrado

con el Grupo Tribología de la UNMDP, Megafund S.A. es la primera empresa privada argentina

en producir y comercializar CADI.

Si bien el mayor interés por el CADI proviene del sector agrícola, minero o de la construcción

donde domina el desgaste por abrasión, existen aplicaciones potenciales en diferentes áreas

industriales en donde el mecanismo de desgaste dominante es otro. De esto se desprenden las

principales hipótesis planteadas para el desarrollo de la presente tesis, según las cuales se

considera:

A. que la presencia de los carburos en la micro-estructura del CADI, por tratarse de

una fase disímil respecto de las posibles microestructuras de matriz de aceros y fundiciones

de hierro (FH) contra las cuales podría interactuar, debería disminuir la fricción y favorecer

la resistencia al desgaste por adhesión y, en consecuencia, el desgaste por deslizamiento.


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B. que la presencia de los carburos, como partículas de alta dureza y rigidez

(módulo elástico) aumenta la capacidad de carga localizada y, por lo tanto, debería favorecer

la resistencia al desgaste por fatiga de contacto.

Esto daría lugar a una ampliación del campo de aplicación de CADI, ahora limitado a piezas

sometidas al desgaste por abrasión, alcanzando piezas que interaccionan entre sí a través del

deslizamiento y/o la rodadura, por ejemplo: levas, seguidores de leva, engranajes, carcazas,

componentes de bombas, partes de cintas transportadoras, laminadores, etc.

La mayor parte de las aplicaciones sometidas a un contacto de rodadura, involucran algún grado

de deslizamiento. En condiciones de deslizamiento sin lubricación, o con lubricación límite, el

grafito de la fundición nodular actúa como lubricante sólido reduciendo la fricción, aunque

también los carburos podrían reducir la fricción [8].

Por lo tanto, de acuerdo a las hipótesis planteadas, las características del CADI abren nuevas

posibilidades para el diseño y control de su microestructura, optimizando su desempeño para

cada aplicación. Además, el estudio de su respuesta frente a mecanismos de desgaste hasta

ahora no evaluados permitirá conocer los límites de su aplicación. Esto da origen al presente

trabajo, basado en los antecedentes del Grupo Tribología / División Metalurgia del INTEMA,

en el desarrollo de ADI, CADI y aceros, para aplicaciones que requieren resistencia al desgaste

según diversos mecanismos. Los resultados del presente trabajo permitirán ampliar las posibles

aplicaciones de CADI, sustentado en el desarrollo de una base científica para el diseño

microestructural, que permita un óptimo desempeño en cada aplicación.


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Objetivos generales del trabajo

Hasta el presente, la investigación sobre CADI se ha focalizado en el estudio del

comportamiento frente a la abrasión. El presente trabajo pretende avanzar en el estudio de la

relación entre la microestructura y la respuesta tribológica de las fundiciones CADI, en

particular su comportamiento frente al desgaste por fatiga de contacto por rodadura y también

el desgaste por deslizamiento.

Objetivos particulares del trabajo

1. Desarrollar las variantes de CADI adecuadas para operar bajo el mecanismo de desgaste

por FCR. Evaluar el material obtenido mediante ensayos de laboratorio, bajo condiciones bien

diferentes y, en base a los resultados, realizar las modificaciones metalúrgicas que se crean

oportunas.

2. Evaluar el comportamiento frente al desgaste por deslizamiento de diferentes variantes

de CADI desarrolladas para resistir la abrasión, deslizando contra distintas superficies

metálicas.


16

Capítulo 1 – Introducción

Las FH son aleaciones base hierro (Fe) con más de 2.1 % de carbono (C), generalmente

~4.3 %C, frecuentemente utilizadas para la fabricación de piezas coladas, gracias a la presencia

de una transformación eutéctica en la solidificación, que le confiere muy buena colabilidad. De

este modo, es posible obtener piezas de geometría compleja, con dimensiones cercanas a la

final, minimizando las tareas de mecanizado y el desperdicio de metal, resultando en un costo

inferior a otras tecnologías de fabricación.

El acero (%C < 2.1) difiere de las FH por su composición química, principalmente su menor

contenido de C, por ello, no presenta una transformación eutéctica en la solidificación y,

consecuentemente, posee una colabilidad pobre comparada con la de las FH. La fabricación de

piezas de acero, generalmente utiliza procesos de deformación en caliente y/o frío, para obtener

un producto semielaborado que será la materia prima de la industria manufacturera, que luego

utilizará el mecanizado por arranque de viruta, soldadura, etc. Además, el acero a menudo es

sometido a tratamiento térmico, que le permite obtener una amplia gama de propiedades

mecánicas. La combinación de procesos en la producción de piezas de acero redunda en costos

superiores a los de las FH.

1.1- Microconstituyentes de las fundiciones de hierro

El diagrama de equilibrio Fe-C define diferentes regiones que predicen la precipitación de una

variedad de fases, con diferente morfología para las FH y, más aún, cuando se considera el

diagrama de equilibrio metaestable, Fig. 1.1. Las FH (%C > 2.1) usualmente poseen una

composición química próxima a la eutéctica (%C ~ 4.3) y, por lo tanto, durante la solidificación

se produce la transformación eutéctica, que da a lugar a una mezcla de fases, austenita (γ) +

grafito y/o carburos, según el diagrama de equilibrio estable o metaestable, respectivamente.


17

Fig. 1.1, Diagrama de equilibrio de hierro-carbono estable, en trazo interrumpido y el metaestable en trazo continuo.

El grafito se presenta según el diagrama estable (una de las formas polimórficas en las que se

presenta el carbono en la naturaleza), tiene apariencia oscura y una alta conductividad térmica.

Posee muy baja dureza, pero, a la vez, es un excelente lubricante sólido, debido a su estructura

hexagonal con planos que deslizan entre sí con facilidad.

La cementita es el carburo de hierro y precipita según el diagrama metaestable. Es un compuesto

intermetálico de inserción con estructura ortorrómbica, formado por cantidades

estequiométricas de hierro y carbono, Fe3C, aunque como otros elementos de aleación pueden

sustituir los átomos de hierro, también se denomina en forma genérica como M3C. Tiene

aproximadamente 6.7 %C, presenta muy alta dureza (~1100 HV) y es relativamente frágil.

La austenita es una fase estable por encima de la temperatura correspondiente a la

transformación eutectoide, TE = 723 C, tiene una estructura tipo fcc que le permite disolver

una cantidad significativa de carbono (hasta 2.1 %C, a la temperatura eutéctica). Es una fase

con una gran capacidad de deformación plástica.

Cuando el acero o la austenita posee la composición eutectoide, ~0.8 %C, en el enfriamiento a

T < TE se obtiene una mezcla de ferrita y cementita de estructura laminar, denominada perlita.

Cuando T < TE, la austenita deja de ser la fase más estable y aparece una nueva fase, α, llamada

ferrita, que también precipita por encima de TE para aceros con %C < 0.8 La ferrita posee

w


18

estructura bcc, con muy baja solubilidad de C < 0.1 % a TE. A su vez, se origina siempre a

partir de austenita y, según la velocidad de enfriamiento y cantidad de carbono, puede tomar

diferentes morfologías. Si el contenido de carbono de la austenita es suficientemente bajo,

puede transformar completamente en ferrita, sin embargo, esto no es posible en FH, aunque sí

puede obtenerse una matriz similar controlando la composición química o utilizando un

tratamiento térmico (ferritizado).

Si se incrementa la velocidad de enfriamiento y, a su vez, se enfría por debajo de la temperatura

de comienzo de la transformación martensítica (Ms), la austenita transforma en martensita. La

transformación es del tipo desplazativa, con ausencia casi total de difusión del C. Por ello,

generalmente se trata de una estructura altamente distorsionada y deformada, con una gran

cantidad de dislocaciones y alta dureza (en función del %C). Los precipitados de martensita

poseen orientaciones características, formando entre sí ángulos de 60 y 120°.

Con una velocidad de enfriamiento lo suficientemente rápida, desde el campo austenítico hasta

una temperatura inferior a aquellas donde ocurre la transformación en α + Fe3C (perlita) y

superior a Ms, la austenita transforma en bainita. Esta transformación usualmente se realiza de

forma isotérmica, y la temperatura en que se presenta se divide en dos rangos, según se obtenga

bainita superior o bainita inferior, por encima o por debajo de T ~ 350 °C, respectivamente.

1.2- Clasificación de las fundiciones de hierro

Una de las formas más utilizadas para clasificar las FH, está basada en la forma en la que se

presenta el carbono, pudiendo encontrarse en solución, formando el compuesto intermetálico o

carburo (M3C), o simplemente en forma de grafito libre (GL).

1.3- Fundiciones con grafito libre

A su vez, las FH que presentan el carbono en forma de GL se conocen como fundiciones grises,

y se dividen según la morfología del grafito en fundición gris o laminar, vermicular o compacta

y nodular o esferoidal, Fig. 1.2. En la práctica industrial, para promover la precipitación de

grafito, el hierro líquido debe ser inoculado, lo que puede realizarse según diversas técnicas. La


19

más utilizada, es la adición de FeSi, durante el traspaso desde el horno de fusión (crisol) a la

cuchara de colada. Como consecuencia de su baja resistencia, la morfología del GL afecta las

propiedades mecánicas de la FH, al actuar cómo una discontinuidad metalúrgica que concentra

las tensiones. Sin embargo, la presencia de grafito mejora algunas propiedades tecnológicas

como la maquinabilidad, la conductividad térmica, el amortiguamiento de vibraciones, la

contracción térmica (importante en piezas coladas), la aptitud para el tratamiento térmico, etc.,

y también la resistencia a algunas formas de desgaste, ya que es un excelente lubricante sólido.

A su vez, la baja densidad del grafito resulta en una reducción de la densidad de la FH respecto

de la del acero.

Fig. 1.2, Clasificación de las FH de acuerdo a la morfología del GL. a) Gris o laminar, b) vermicular o compacta, c) nodular o esferoidal.

1.3.1- Fundición gris

La fundición gris (FG), es la de mayor aplicación entre las fundiciones con GL. Por ejemplo, la

industria automotriz no solo la ha utilizado por décadas en múltiples componentes de motor,

como el block y tapa de cilindros, cuerpos de bombas, etc, sino que también se utiliza en

matrices y contra-matrices para el conformado de la chapa para partes de carrocería. También

encuentra aplicación en la industria agrícola, minera, etc., debido a sus propiedades

tecnológicas como una elevada maquinabilidad, alta conductividad térmica (originada en las

láminas de grafito), bajo módulo elástico, capacidad de resistir choques térmicos, menor peso

específico que el acero, etc. Por otra parte, sus propiedades mecánicas son bajas en comparación

con las del acero u otro tipo de FH, siendo dependientes de la composición química, del tamaño,


20

cantidad y distribución de las láminas de grafito, y también de la estructura de la matriz y otras

variables del proceso, tales como la inoculación y la velocidad de enfriamiento, dando lugar a

diferentes grados definidos en la norma ASTM A159.

Según la norma ASTM A247, el grafito laminar se designa como tipo VII, y su distribución se

define por comparación con cartas estándar, según las letras A, B, C, D y E.

1.3.2- Fundición nodular

En la fundición nodular (FN) la morfología del grafito es esferoidal o nodular, lo que resulta en

concentradores de tensión menos severos que el de la FG. Si bien, las propiedades tecnológicas,

tales como, la conductividad térmica, la capacidad de amortiguar vibraciones, etc., son

inferiores a las de la FG [9], la FN mejora las propiedades mecánicas, presentando alta tensión

de rotura, buena ductilidad y tenacidad, obtenibles en bruto de colada o mediante el tratamiento

térmico posterior. Por este motivo, la FN es muy utilizada y gradualmente sigue reemplazando

partes fabricadas en FG, por ejemplo, en la industria automotriz, para la fabricación de

diferentes componentes de suspensión de vehículos.

Para obtener grafito nodular, se adiciona Ce o Mg, siendo este último el más eficaz y, por lo

tanto, el más utilizado. El Mg puede introducirse en diferentes formas, desde Mg metálico, hasta

aleaciones Ni-Mg, Ni-Si-Mg y Fe-Si-Mg. Su adición al metal líquido debe hacerse

inmediatamente antes de colar, debido a la gran velocidad de oxidación que presenta (reacción

exotérmica), produciendo la disminución en el tiempo de su contenido, y en una cantidad

suficiente como para que el contenido de Mg residual en la pieza sea inferior al 0.04 %.

El C y Si deben ser cuidadosamente controlados. Es ampliamente aceptada la necesidad de

mantener un carbono equivalente (CE) de ~4.3 % (correspondiente a la composición eutéctica),

como requisito para una estructura libre de carburos y buena nodularidad (grado de esfericidad

de los nódulos). Si el CE fuese demasiado bajo, el potencial de grafitización se vería reducido

y los nódulos de grafito estarían ubicados entre las dendritas de la austenita primaria. Si se eleva

el contenido de Si a fin de mantener el potencial de grafitización (con un CE bajo), el resultado


21

es una excesiva contracción y presencia de rechupes. Por su parte, un CE superior a 4.65 %

puede conducir a la flotación y degeneración de los nódulos de grafito, especialmente en piezas

de gran espesor [10].

La cantidad de nódulos de grafito o conteo nodular (CN), y su nodularidad, se determinan

mediante técnicas metalográficas. El CN se mide como el número de nódulos por mm2 y, junto

con la nodularidad, pueden determinarse utilizando análisis de imágenes con software o las

cartas de comparación de la norma ASTM A247, que clasifica los tamaños de nódulo desde el

1 al 8, de mayor a menor, respectivamente. Valores altos para el conteo nodular y para la

nodularidad son el resultado de un cuidadoso proceso de fabricación, que permite obtener

elevadas propiedades mecánicas.

Por su parte, la matriz de una FN en condición bruto de colada puede ser ferrítica, ferrítico-

perlítica o perlítica, en función de los elementos de aleación, la velocidad de solidificación y el

enfriamiento. Mediante el tratamiento térmico, las estructuras pueden ser ferríticas (ferritizado),

perlíticas (normalizado), martensíticas (temple), o ausferríticas (austemperado), para obtener

muy variadas propiedades mecánicas según las diferentes aplicaciones.

1.3.3- Fundición vermicular o compacta

La fundición vermicular o compacta (FV) se caracteriza por una nodularidad muy baja, que no

debe superar el 20 % y con ausencia total de grafito laminar. También es considerada una forma

degenerada de la FN. Existen variantes más modernas también consideradas FV con

nodularidad del orden del 20 – 50 %, aunque aún no se encuentran estandarizadas. Se utiliza

comercialmente para combinar propiedades mecánicas y tecnológicas intermedias entre la FG

y FN, haciendo de la FV un material ideal para numerosas aplicaciones. La contracción durante

el proceso de solidificación es inferior a la de la FN, permitiendo su uso en piezas de gran

espesor, que requieran una elevada resistencia, como por ejemplo cuerpos de grandes válvulas.

Logra mayor resistencia, ductilidad, tenacidad y propiedades a altas temperaturas que la FG.

La maquinabilidad y conductividad térmica superan a las de la FN. La FV también ha sustituido


22

a la FG en piezas sometidas a fatiga térmica, como en moldes para aluminio, múltiples de

escape, discos y campanas para freno, etc.

1.4- Fundiciones blancas

El nombre fundición blanca (FB) o fundición resistente a la abrasión (Abrasion Resistant Iron

o AR Iron), tiene su origen en el aspecto brillante o de color blanco característico de la superficie

de fractura, debido a la presencia de gran cantidad de carburos que promueven la fractura por

clivaje. Los carburos se forman durante el proceso de solidificación, precipitando del líquido al

producirse la reacción eutéctica [11], y poseen una dureza muy elevada, comprendida entre

900-3000 HV, dependiendo de su tipo. La gran cantidad de carburos de la FB le confiere una

elevada resistencia a la abrasión, aunque baja tenacidad. La resistencia a la abrasión no es una

propiedad intrínseca del material, como la dureza o la resistencia a la tracción, sino que depende

de la microestructura del material y de la aplicación. Un buen AR Iron no solo requiere

excelente desempeño al desgaste, sino también suficiente tenacidad para evitar la falla

catastrófica. Las FB pueden clasificarse en 5 grandes grupos, dependiendo de los elementos de

aleación y, por lo tanto, de su microestructura y tipo de carburos:

1. Perlíticas (carburos tipo Fe3C)

2. Ni-Hard o Ni-Cr (carburos tipo M3C)

3. Ni-Hard 4 (carburos tipo M7C3)

4. Alto Cr (carburos tipo M7C3)

5. Especiales (carburos tipo MxC)

Si el contenido de Cr < 10 %, el tipo de carburo se denomina cementita (Fe3C), pudiendo formar

compuestos químicos sustitucionales. Los átomos de carbono pueden ser sustituidos por átomos

de no metales: N y O, y los átomos de hierro por metales formadores de carburos: Mn, Cr, W,

etc. El compuesto intermetálico resultante, basado en la red de la cementita, es denominado

cementita aleada, y su designación usual es M3C (representando M a los átomos metálicos

sustitucionales en la red de la cementita). Este tipo de carburo, designado por Norman et al.


23

[12] como Tipo C1, presenta una estructura ortorrómbica y morfología acicular. La dureza de

la cementita aleada se encuentra en el rango 900 – 1200 HV.

Cuando el contenido de Cr > 10 %, precipitan carburos M7C3, designados por Norman [12]

como Tipo C2, con durezas entre 1300 – 1800 HV, de estructura trigonal y mayormente

equiaxiales.

Con contenido de Cr > 30 %, predominan los carburos del tipo M23C6, de estructura cúbica.

Para obtener una matriz martensítica, es usual alear con Ni y Cr, a fin de reducir la velocidad

de transformación de la austenita durante el enfriamiento. Este método es la base de las

fundiciones Ni-Hard (2.5 – 5.0 %Ni y 1.5 – 2.0 %Cr), cuya estructura consiste en carburos del

Tipo C1 inmersos en una matriz martensítica.

Como fuera mencionado, cuando el Cr excede el 10 % predominan los carburos del Tipo C2, y

en el rango 10 – 15 %Cr la matriz se vuelve ferrítica en vez de perlítica, con la consiguiente

caída de dureza [13].

1.4.1- FB perlíticas

Las FB de matriz perlítica son las más antiguas y, generalmente, son usadas para resistir la

abrasión. Se obtienen a través del enfriamiento rápido del hierro líquido, por tratarse de un

espesor de pared delgado o a través del uso de un enfriador en el molde, provocando la

formación de cementita (Fe3C). La solidificación ocurre totalmente según el diagrama

metaestable Fe - C.

Las FB perlíticas no son adecuadas para ser tratadas térmicamente por sobre los 600 ºC, dado

que la cementita (metaestable) se disuelve parcialmente, perdiendo dureza y resistencia a la

abrasión [11].

1.4.2- FB Ni-Hard o Ni-Cr

La designación Ni-Hard corresponde a un nombre comercial, propiedad de International Nickel

Company (INCO). Está comprendido por un grupo de cuatro aleaciones, Ni-Hard 1, 2, 3 y 4,

donde el nickel es utilizado como el principal elemento de aleación a fin de obtener una buena


24

templabilidad. La norma ASTM A532 las define como clase I, tipos A (Ni-Hard 1) y B (Ni-

Hard 2). Otra característica importante de este tipo de fundiciones es el empleo de Cr ~ 2 %,

para promover la solidificación según el diagrama metaestable, para cualquier velocidad de

enfriamiento, obteniendo carburos del tipo cementita aleada (M3C) [11].

Una de las mayores desventajas de las Ni-Hard 1, 2 y 3 es su baja tenacidad frente a cargas de

impacto, como consecuencia de una red de carburos continuos. En cambio, la aleación Ni-Hard

4, con mayor contenido de Cr, contiene carburos tipo M7C3 que son dispersos (discontinuos) y

de mayor dureza, logrando una tenacidad al impacto y resistencia a la abrasión superior. La

norma ASTM A532 las denomina como clase I, tipo D.

1.4.3- FB de alto Cr

Las FB de alto Cr son empleadas cuando se requiere cierto grado de tenacidad, elevada

resistencia a la abrasión y resistencia a la corrosión. La norma ASTM A532 las clasifica según:

la clase II o FB Cr-Mo, en la cual distingue tres composiciones, tipos A, B, D, y la clase III,

tipo A, o FB de alto Cr propiamente dichas, con 25 %Cr en promedio. Sus propiedades

mecánicas y al desgaste derivan de una matriz muy bien controlada, combinada con una fina

dispersión de carburos del tipo M7C3. La templabilidad de este tipo de FB es elevada debido a

sus aleantes (Cr, Mo, Ni y Cu) [11].

1.5- Fundiciones atruchadas

En esta familia de fundiciones el carbono se encuentra formando carburos y, a su vez, grafito

libre. Tratándose de una estructura eutéctica en que parte se obtiene según el diagrama estable

y parte según el metaestable, cuenta con propiedades tecnológicas y mecánicas que resultan de

la combinación de las correspondientes a las FB y a las FG. De esta forma es posible obtener

fundición nodular atruchada (FNA). Existen diferentes estrategias para lograr la presencia

simultánea de carburos y GL, por ejemplo, a través del control de la composición química, de

la velocidad de enfriamiento y/o del tratamiento del metal líquido (inoculación) [ 14 ].

Generalmente, se utiliza en piezas donde se requiere una buena resistencia al desgaste


25

combinada con un corazón tenaz, logrando la precipitación de carburos en la superficie y su

proximidad, y manteniendo el centro de las piezas con grafito libre y prácticamente libre de

carburos.

1.6- Solidificación de fundiciones de hierro

Partiendo del metal líquido, la solidificación puede ocurrir de acuerdo al diagrama Fe - C

estable, donde la transformación eutéctica (L → austenita + grafito) produce FH con grafito

libre, o según el metaestable, donde el eutéctico (L → austenita + cementita) resulta en FB. En

el diagrama de equilibrio Fe-C de la Fig. 1.1, las líneas de trazo continuo representan el

diagrama de equilibrio metaestable, donde la mezcla eutéctica está formada por austenita y

cementita. En el diagrama estable (con 2.5% de Si), representado por las líneas de trazo

discontinuo, la mezcla eutéctica está formada por austenita-grafito.

La formación a partir del líquido de austenita (~2 %C) y cementita (~6.7 %C) resulta

cinéticamente más favorable, por la cercanía de sus composiciones a la concentración eutéctica

(4.3 %C), si se la compara con la formación de austenita + grafito (100 %C), a pesar de ser el

segundo caso más estable. En el diagrama de equilibrio Fe-C, Fig. 1.1, se aprecia el intervalo

de temperaturas comprendido entre las reacciones eutécticas según el diagrama estable y

metaestable (1147 – 1153 °C). En la práctica, con sólo 6 °C entre los límites del intervalo para

la transformación en austenita + grafito, rara vez se alcanzan estas condiciones, y por ello ocurre

la transformación metaestable, dominando la condición cinética por sobre la

termodinámica [ 15 ]. Sin embargo, existen tratamientos aplicados al metal líquido que

promueven la precipitación de grafito y logran la transformación estable.

1.6.1- Microsegregación

La microsegregación es un fenómeno originado en la solidificación de una aleación con un

cierto contenido de soluto (C0), donde la composición de soluto en el sólido que se forma (CS)

es distinta a la del líquido del cual proviene (CL). La diferencia de composición o partición de

soluto puede cuantificarse mediante el coeficiente de partición, k, Ecuación 1.1.


26

Ecuación 1.1, coeficiente de partición. 𝑘 = 𝐶 /𝐶

El soluto (aleante) segrega de dos formas, una es hacia el líquido o segregación directa,

donde k < 1 y, por lo tanto, la última porción solidificada posee más soluto que el valor medio

(CS > C0), la otra es hacia el sólido o segregación inversa, donde k > 1 y resulta en una menor

concentración de soluto en la última porción en solidificar (CS < C0). La microsegregación es

un fenómeno complejo, dependiente de diferentes factores como la composición química, la

velocidad de enfriamiento, la difusión y las características de la estructura de solidificación.

Prácticamente todos los elementos de aleación empleados en las fundiciones de hierro, con

excepción del C, son solutos sustitucionales en la red de Fe y presentan muy baja difusividad

en estado sólido, siendo muy difícil siquiera reducir los perfiles de microsegregación a través

del tratamiento térmico de homogeneización.

Se han propuesto diferentes modelos para la solidificación de la austenita en presencia de

grafito. El más aceptado propone una estructura de solidificación de la FN de carácter

dendrítico, ya sea hipoeutéctica, eutéctica o hipereutéctica. Por ejemplo, cuando la

solidificación es eutéctica, comienza con la nucleación independiente de austenita dendrítica y

los nódulos de grafito. Durante el crecimiento del sólido, los brazos dendríticos entran en

contacto con los nódulos, envolviéndolos. De este modo, la austenita se mantiene en contacto

con el líquido circundante, pero los nódulos no, cuyo crecimiento posterior estará limitado por

la difusión de carbono a través de la austenita sólida. Luego, las dendritas de austenita crecen

hasta alcanzar un cierto tamaño que define las unidades de solidificación, Fig. 1.3, formadas

por dendritas que contienen un gran número de nódulos de grafito en su interior y múltiples

porciones últimas en solidificar o LTF (last to freeze) [16, 17].


27

Fig. 1.3 Esquema de la solidificación de una FN según el crecimiento dendrítico de la austenita. Las regiones sombreadas esquematizan las zonas LTF o microsegregadas [18].

1.6.2- Solidificación estable y metaestable en fundiciones de hierro

La solidificación de acuerdo al diagrama de equilibrio estable se produce cuando el

enfriamiento por debajo de la temperatura de equilibrio es tal que, la transformación ocurre

íntegramente dentro del intervalo definido entre la temperatura del eutéctico estable (TEE) y la

temperatura del eutéctico metaestable (TEM), Fig. 1.4.

El subenfriamiento por debajo de TEE genera las condiciones energéticas para la nucleación y

crecimiento de la mezcla eutéctica austenita-grafito, cuyo calor latente de solidificación provee

el calor necesario para mantener la temperatura en el intervalo comprendido entre TEE y TEM,

evitando la precipitación de carburos. Al finalizar la solidificación, el aporte del calor latente

finaliza y el sólido continúa enfriándose [19].

Fig. 1.4 Curva de enfriamiento de la solidificación según la transformación eutéctica estable austenita + grafito (4,3 %C) [19].


28

Cuando la solidificación procede íntegramente según el diagrama metaestable, la temperatura

es menor a TEM durante todo el proceso, Fig. 1.5. Esto tiene lugar a velocidades de

enfriamiento elevadas, como es el caso en piezas de espesor delgado, cuando se usan

enfriadores metálicos (coquilla o chill) en el molde o por la influencia de elementos de aleación

(elementos formadores de carburos o bajo contenido de Si), lo que resulta en un intervalo de

temperatura estrecho entre TEE y TEM.

Fig. 1.5 Curva de enfriamiento tipo de la solidificación según la transformación eutéctica metaestable (austenita + cementita). Aleación de composición eutéctica (4,3 %C) [19].

De las Fig. 1.4 y Fig. 1.5 se observa que es posible la solidificación en forma simultánea de

acuerdo a los diagramas estable y metaestable, para lo que existen tres casos posibles. El

primero, una elevada velocidad de enfriamiento al comienzo de la solidificación, suficiente para

alcanzar temperaturas inferiores a TEM y transformar de forma metaestable (carburos por

chill), luego arrestada por el aporte térmico del calor latente de solidificación, Fig. 1.6 a). En el

segundo, el líquido puede transformar con una velocidad de enfriamiento menor (sin cruzar

TEM), pero aun así no ser suficiente el calor latente de solidificación para mantener la

temperatura por encima de TEM durante la totalidad del proceso, ya que su velocidad

disminuye hacia el final, con T < TEM haciendo que aparezca la transformación metaestable

en las últimas porciones en solidificar, Fig. 1.6 b) (carburos interdendríticos en regiones LTF).

El tercer caso posible resulta de la combinación de los anteriores, donde la velocidad de

enfriamiento es suficiente para cruzar TEM al comienzo, luego el calor latente de solidificación


29

alcanza para elevar la temperatura por encima de TEM y, finalmente, la temperatura vuelve a

ser inferior a TEM. Por lo tanto, pueden aparecen carburos tanto en las primeras como en las

últimas zonas en solidificar.

Fig. 1.6 Transformación eutéctica mixta estable-metaestable, a) en el comienzo o b) hacia el final [19].

1.6.3- Influencia de los elementos de aleación

Existen elementos de aleación denominados grafitizantes y otros denominados formadores de

carburos. En el primer caso el más utilizado es el Si (también el Ni, Cu y Co), que eleva la TEE

y disminuye la TEM, Fig. 1.7 a), incrementando las posibilidades de que la temperatura se

mantenga en el rango de transformación estable durante la solidificación. Con una adición de

2 %Si, el intervalo entre TEE y TEM se amplía desde 6 a 39 °C. Este es el recurso utilizado en

la industria para obtener una FG, aun cuando la velocidad de solidificación utilizada en

producción es relativamente elevada.

Por otro lado, los elementos formadores de carburos, como el Cr (también el V, Ti, etc.),

favorecen el cierre del intervalo entre TEE y TEM, promoviendo la transformación metaestable,

Fig. 1.7 b).

La competencia entre ambos efectos permite diseñar la aleación, pudiendo obtener FG,

atruchada o FB, es decir, estable, parcialmente estable, o metaestable, respectivamente.

Además, elementos de aleación como el Mn, Mo, W y P disminuyen tanto TEE y TEM, y el Al

incrementa ambas temperaturas, Fig. 1.8.


30

Fig. 1.7 Dependencia de TEE y TEM con el contenido de, a) Silicio, b) Cromo [19].

Fig. 1.8 Efecto de los elementos de aleación sobre TEE y TEM [19].

Es posible calcular analíticamente el corrimiento de las temperaturas TEE y TEM, por ejemplo,

mediante la Ecuación 1.2 [20].

Ecuación 1.2, dependencia de TEE y TEM con la fracción en peso de elementos de aleación. 𝑇𝐸𝐸 = 1154 + 4 ∗ %𝑆𝑖 + 5 ∗ %𝐶𝑢 + 4 ∗ %𝑁𝑖 – 2 ∗ %𝑀𝑛 – 30 ∗ %𝑃

𝑇𝐸𝑀 = 1148 – 15 ∗ %𝑆𝑖 – 2.3 ∗ %𝐶𝑢 – 6 ∗ %𝑁𝑖 + 7 ∗ %𝐶𝑟 + 3 ∗ %𝑀𝑛 – 37 ∗ %𝑃

Debido a la microsegregación, o partición del soluto, la concentración de elementos de aleación

en el líquido varía durante la solidificación y, por lo tanto, también varían las temperaturas TEE

y TEM en forma continua. Los elementos grafitizantes usualmente segregan hacia el sólido,


31

k > 1, en tanto que los elementos formadores de carburos generalmente segregan hacia el

líquido, k < 1. Consecuentemente, las zonas LTF son pobres en elementos grafitizantes y ricas

en elementos formadores de carburos, disminuyendo la velocidad de solidificación ya que se

reduce el subenfriamiento desde TEE, y la temperatura del líquido debe disminuir para

continuar el proceso. Este fenómeno permite que la TEM de la última porción en solidificar se

incremente incluso hasta superar la temperatura TEE y la del líquido, resultando en una

transformación metaestable en las zonas LTF, Fig. 1.9.

Fig. 1.9 Efecto de la microsegregación en las temperaturas TEE y TEM. Solidificación metaestable en zonas LTF [19].

1.7- Tratamiento térmico de la fundición de hierro

Las FH pueden someterse a tratamientos térmicos análogos a los realizados en los aceros, por

ejemplo: recocido, normalizado, austemperado, temple y revenido. En aceros, la aplicación más

frecuente del austemperado consiste en obtener una matriz bainítica, formada por una estructura

fina de ferrita y carburos pequeños, que le confieren propiedades mecánicas competitivas con

las de un temple y revenido, a partir de un ciclo térmico en una única etapa. Además, como el

enfriamiento es menos severo que en un temple, el riesgo de fisuración de la pieza es menor,

sin embargo, para su realización se requieren de equipos específicos destinados a tal fin, con su

costo extra asociado.

1.7.1- Austemperado – Fundición Nodular Austemperada (ADI)


32

El tratamiento térmico de austemperado de las FH, posee un interés particular gracias a las

excelentes propiedades mecánicas que resultan. Cuando es aplicado a una FN, el material

resultante se denomina fundición nodular austemperada o ADI (Austempered Ductile Iron), y

compite con los aceros colados y forjados con tratamiento térmico, gracias a sus propiedades

tecnológicas (colabilidad, conductividad térmica, maquinabilidad antes del tratamiento térmico,

etc.) y mecánicas, que redundan en una relación costo/propiedades excelente. El ADI ha sido

aplicado de forma exitosa en elementos mecánicos como cigüeñales, árboles de leva,

engranajes, elementos de maquinaria agrícola y piezas de gran tamaño [21]. Además, el ADI

(por tratarse de una fundición con grafito libre) posee un peso 10 % menor que el acero [21].

El ciclo térmico del ADI consiste en un austenizado a una temperatura Tγ durante un tiempo tγ

y un enfriamiento brusco hasta una temperatura de austemperado Ta, con un mantenimiento

durante un tiempo ta, Fig. 1.10. La temperatura Tγ se encuentra entre 850 y 950 °C, el tiempo

tγ debe ser suficiente para realizar una austenización y una homogeneización del C. El

enfriamiento hasta la temperatura Ta debe ser rápido y, por ello, usualmente se utiliza un baño

de sales fundidas. La temperatura Ta está comprendida entre 220 y 450 °C. El tiempo ta está

comprendido entre 1 y 4 hs, dependiendo del contenido de elementos de aleación en la matriz.

Cuando se efectúa un austemperado a un acero, se obtiene una estructura bainítica, que consiste

en una mezcla fina de ferrita y carburos (cementita) pequeños y dispersos. En el austemperado

de una FH con GL también se produce la transformación bainítica, pero de forma disociada,

por la aleación con silicio, que hace precipitar primero la ferrita y luego (hasta horas después)

los carburos. Esto se aprovecha en el austemperado de la FN al interrumpir el tratamiento en el

momento adecuado (antes de la precipitación de carburos), obteniendo así una estructura

compuesta por ferrita, inmersa en austenita retenida estabilizada por el carbono reyectado desde

la ferrita, denominada ausferrita, que posee excelente resistencia y ductilidad. Si el tiempo ta

se extiende, comienzan a precipitar carburos, y las propiedades mecánicas se degradan. En

consecuencia, existe una “ventana de procesamiento” que requiere un valor mínimo para ta, tal


33

que precipite una cantidad suficiente de ferrita para enriquecer en C y estabilizar la austenita

circundante, evitando así su transformación en martensita en el enfriamiento posterior, como

también existe un máximo para ta a partir del cual precipitan carburos que degradan las

propiedades mecánicas. El ciclo térmico con tales características se conoce como austemperado

de una etapa.

Fig. 1.10 Ciclo térmico típico de un austenizado y austemperado en una etapa, superpuesto a las curvas de transformación [22].

1.7.1.1- Temperatura de austenizado

A diferencia de los aceros, en el austemperado de la FN, la temperatura Tγ controla el contenido

de carbono en la austenita (%C) de partida (siguiendo la curva de solvus S-E del diagrama de

equilibrio Fe-C, Fig. 1.1) modificando la cinética de la trasformación en ausferrita. Un

incremento de Tγ estrecha la ventana de procesamiento. Por el contrario, la disminución de Tγ

facilita la precipitación de ferrita conduciendo a una transformación más rápida. Por lo tanto,

para determinados valores de Ta y ta, la transformación más avanzará cuanto menor sea Tγ,

resultando en menor cantidad de austenita retenida.

1.7.1.2- Temperatura de austemperado


34

El valor de Ta permite controlar la morfología de la ausferrita y la cantidad de austenita retenida,

determinando entonces las propiedades mecánicas. Es la variable más importante en el

austemperado.

Cuando Ta se encuentra en el rango entre 220 y 350 °C, se obtiene la denominada ausferrita

inferior, Fig. 1.11. En este caso, la estructura consiste en una ferrita acicular muy fina y dispersa,

inmersa en austenita retenida, vinculada a la baja difusión de carbono correspondiente a estas

temperaturas. Esta estructura permite alcanzar una elevada resistencia con moderada ductilidad

y tenacidad.

Si Ta se encuentra entre 350 y 450 °C, el mecanismo de transformación es diferente y la ferrita

es más gruesa y abierta, con el aspecto de plumas, Fig. 1.12, obteniéndose una resistencia

inferior, pero la tenacidad y la ductilidad aumentan significativamente. La elevada temperatura

beneficia a la difusión, permitiendo mayor reyección de carbono a más distancia dentro de la

austenita, y por ese motivo la cantidad de austenita retenida puede incrementarse hasta

~40 – 45 %.

Controlando Ta es posible obtener muy alta tenacidad al impacto (sin entalla) o resistencia, por

ejemplo, 100 J y 1600 MPa para los grados 1 y 5, respectivamente, según la norma

ASTM A834.

Fig. 1.11 Microestructura típica acicular de ausferrita inferior, de un ADI austemperado a Ta = 280 ºC.


35

Fig. 1.12 Microestructura típica plumosa de ausferrita superior, de un ADI austemperado a Ta = 360 ºC.

1.8- Fundición nodular austemperada reforzada con carburos

Desde los años 50s, la FN y en particular el ADI han recibido un interés creciente debido a sus

excelentes propiedades mecánicas y tecnológicas. Además, el ADI también posee muy buena

resistencia al desgaste bajo diferentes mecanismos, como fatiga de contacto por rodadura

(FCR), adhesión y abrasión [23, 24]. Las aplicaciones típicas de este material son aquellas que

requieran una combinación de buena resistencia a la rotura y tenacidad, a menudo combinadas

con buena resistencia al desgaste, en piezas tales como, engranajes, levas, cigüeñales, piezas de

suspensión, y piezas varias para sectores de la industria del transporte, agrícola, minera,

metalmecánica, construcción, etc.

La Fundición Nodular Austemperada con Carburos o CADI (Carbidic ADI), es una variante

del ADI de reciente introducción al mercado mundial, diseñada para mejorar su resistencia al

desgaste, mediante el refuerzo de su microestructura con partículas duras (carburos), resultando

en una mejora en la resistencia a la abrasión, aunque la tenacidad al impacto disminuye [25].

No obstante, el CADI posee una tenacidad al impacto igual o mayor que la de otros materiales

con resistencia al desgaste similar [4], pero a un menor costo de producción. Además, permite

la comercialización de un material con mayor valor agregado, sin involucrar una inversión de

capital significativa para incorporarlo a la oferta de las plantas de fundición existentes.


36

Es posible obtener diversas combinaciones de propiedades a través del control del contenido,

la dispersión y morfología de los carburos, que puede realizarse a través de la microsegregación,

de los elementos de aleación, de la velocidad de enfriamiento, o la introducción directa de

carburos en el molde [26]. Los carburos obtenidos con composiciones hipoeutécticas o, en

menor medida, con elementos aleantes, tienden a disolverse en la etapa de austenizado del

austemperado [4, 27]. Existe evidencia experimental, de la mayor estabilidad de los carburos

aleados frente a la disolución durante el austenizado [28]. Por otro lado, del mismo modo que

en el ADI, es posible controlar las propiedades mecánicas de la matriz a través de los parámetros

de tratamiento térmico.

1.9- Aplicaciones de CADI, industria y futuro prometedor

El CADI ha demostrado tener una resistencia al degaste superior a la del ADI, similar a las

fundiciones NiHard e inferior a la de las FB de alto cromo. La ventaja del CADI reside en su

tenacidad al impacto [4], 11-27 J, superando los ~3 J de las FB (27 %Cr) y Ni-Hard Grado 2.

En consecuencia, si bien el CADI no puede reemplazar a las FB en aplicaciones de abrasión de

alta severidad, sí puede en aplicaciones que requieren resistencia al desgaste combinada con

una tenacidad al impacto superior. Por otro lado, al considerar los costos involucrados en la

fabricación, las fundiciones blancas cuentan con un alto contenido de elementos de aleación de

elevado costo, como el Ni y el Cr, además de una maquinabilidad pobre. En cambio, el CADI

posee mejor maquinabilidad, mientras que el costo adicional debido al tratamiento térmico no

quita su competitividad, ya que muchas FB también reciben tratamientos para optimizar sus

propiedades (maquinabilidad, resistencia, tenacidad, etc.).

Las aplicaciones industriales de CADI son cada vez más numerosas, y otras nuevas están en

exploración, por tratarse de un material de reciente aparición y aún insuficiente desarrollo.

Desde comienzos de los 90s se han fabricado elementos mecánicos para máquinas agrícolas

resultando en aplicaciones exitosas [4, 27]. A nivel mundial, la empresa Applied Process es

líder en el desarrollo y producción de piezas de CADI sometidas a la abrasión. También en


37

China se ha despertado gran interés por este material, lo que está demostrado por el importante

aumento de publicaciones en revistas o reuniones científicas originadas en este país.

En Argentina, a través de un convenio de desarrollo y transferencia de tecnología [29] celebrado

con el Grupo Tribología de la UNMDP, Megafund S.A. es la primera empresa privada argentina

en producir y comercializar piezas de CADI.

El mayor interés por el CADI proviene de aquellos sectores industriales que requieren de

elementos mecánicos con resistencia al desgaste por abrasión. Sin embargo, de acuerdo a las

hipótesis planteadas para el presente trabajo de tesis, el CADI podría tener una respuesta

tribológica igualmente buena, resistiendo satisfactoriamente otros mecanismos de desgaste,

como deslizamiento y fatiga de contacto, lo que incrementaría notablemente su campo de

aplicación. Así, sería posible su utilización en rastrillos, rejas, componentes de cosechadoras y

excavadoras, para la industria agrícola, también levas y/o árboles de leva, seguidores de leva,

engranajes, carcazas, componentes de bombas, partes de cintas transportadoras, para la

industria en general y la automotriz, junto con uñas y placas de sacrificio de excavadoras,

cortadoras, rodillos y martillos de molinos de minerales, tubos de transporte, para la industria

constructora y minera. Por lo tanto, podrían fabricarse en CADI diferentes tipos de piezas que

requieran un mínimo de tenacidad al impacto combinado con buena resistencia al desgaste, ya

sea por abrasión, deslizamiento y/o fatiga de contacto por rodadura.

1.10- Desgaste por abrasión

El CADI fue concebido como una variante del ADI para mejorar la resistencia al desgaste por

abrasión y, por lo tanto, este mecanismo de desgaste es de interés para comprender la historia

y la evolución del CADI desde su origen.

Según la norma ASTM G40, el desgaste por abrasión ocurre al forzar el movimiento de una

partícula o aspereza dura contra una superficie, produciendo un daño en forma de surco que no

solo implica la remoción o desgaste de una porción de material, sino también una cantidad

importante de deformación plástica. Este mecanismo de desgaste es evidente en la industria


38

agrícola, minera y cualquier tipo de actividad que manipule rocas, minerales o materiales

particulados y de alta dureza, y su importancia a nivel mundial tiene que ver con las cuantiosas

pérdidas económicas involucradas, que se estima son del ~4 % del PBI [30] en una nación

industrializada.

La tasa de desgaste depende principalmente del material (módulo elástico, límite elástico,

dureza, tenacidad, etc.), aunque también del entorno físico y químico (presencia y tipo de

partículas abrasivas, temperatura, velocidad, humedad, carga, etc.). El conjunto de elementos

involucrados se conoce como tribosistema.

De acuerdo a la definición de abrasión, la dureza resulta ser una propiedad muy importante del

material, pero también su capacidad de deformación, lo que se ve reflejado en el modelo de

Archard [31]. También, Zum Gahr [32] introdujo un factor que tiene en cuenta la proporción

de material removido por corte, respecto del que es deformado hacia los lados del surco

generando protuberancias. Este parámetro, denominado “Grado de Desgaste” o “Factor f ”,

Ecuación 1.3, se refiere a un ensayo de rayado de una sola pasada, cuyas variables intervinientes

se esquematizan en la Fig. 1.13, donde Av es el área transversal del surco, y (A1 + A2) representa

la cantidad de material deformado hacia los lados del surco.

Fig. 1.13 Perfil transversal de un surco Av y de las protuberancias por deformación plástica, A1 y A2. La diferencia Av – (A1 + A2) representa el material removido.


39

Ecuación 1.3, grado de desgaste o “factor 𝑓 ”

𝑓 = 𝐴 − (𝐴 + 𝐴 )𝐴

El factor f resulta entonces igual a uno para el microcorte ideal, en el que no hay material

deformado (𝐴 + 𝐴 = 0), e igual a cero para el microsurcado ideal, en el que la totalidad

del material correspondiente al volumen del surco es desplazado hacia los lados del mismo

(𝐴 + 𝐴 = 𝐴 ). Cuando el material sufre microfisuración, se produce un descamado o

spalling en los bordes del surco, que conduce a valores negativos de 𝐴 y 𝐴 y, por lo tanto, el

factor f resulta mayor que la unidad y el desgaste es muy elevado.

Es usual relacionar menor dureza con mayor profundidad de surcado, y por ende mayor

volumen removido, lo que se cumple para metales puros [33]. Sin embargo, no se cumple de

forma tan marcada para aceros y otras aleaciones, en las que la dureza o resistencia aumenta a

expensas de sacrificar capacidad de deformación. Por ejemplo, en los aceros y las FH, a igual

dureza la austenita presenta mayor resistencia a la abrasión que la ferrita, la perlita y la

martensita, debido a la gran capacidad de deformación y posibilidad de transformar en

martensita, consumiendo energía y elevando la dureza superficial. Otros estudios muestran la

dependencia de la resistencia a la abrasión con el endurecimiento por deformación,

observándose que la resistencia al desgaste aumenta con la dureza de la superficie desgastada

[34].

La resistencia a la abrasión de un material puede ser mejorada a través de la incorporación de

una fase de refuerzo como partículas duras o fibras de elevada resistencia. Con esta idea fue

creado el CADI, consistente en un ADI reforzado frente al desgaste por abrasión por la

presencia de carburos. La efectividad del refuerzo depende principalmente de su cantidad,

tamaño, morfología, orientación y dureza, así como también de las características del abrasivo

(dureza, tenacidad, etc.) [35]. Para estimar la resistencia al desgaste de materiales multifásicos

se han propuestos diferentes formas simples como la “regla de mezclas” [33] o la dureza

equivalente [36].


40

1.10.1- Resistencia a la abrasión de ADI

Dependiendo del tribosistema o características de la abrasión, el ADI presenta diferentes

comportamientos, aunque en general es posible obtener un buen desempeño si los parámetros

de tratamiento térmico son adecuadamente seleccionados [24]. Así, es posible obtener hasta un

40 % de austenita retenida con la capacidad potencial de transformar en martensita en servicio

gracias a la solicitación impuesta por la abrasión (tensión y deformación). De esta forma, se

consume un adicional de energía para cortar y remover una partícula de desgaste [9]. Para

valores de dureza similares, el ADI puede presentar una resistencia a la abrasión superior a la

del acero, la FN templada y revenida, o también aceros austemperados, lo que se atribuye al

elevado contenido de austenita retenida. Por ejemplo, en el ADI es posible aumentar la cantidad

de austenita retenida mediante la disminución del Si [37], aunque su efectividad depende del

tribosistema [38]. También se ha observado una mayor resistencia a la abrasión para aceros o

fundiciones templadas y revenidas sobre los austemperados, aunque en este caso la estructura

templada resultó tener mayor cantidad de austenita retenida [39].

La resistencia al desgaste abrasivo del ADI ha sido caracterizada en su dependencia con la

temperatura de austemperado, Ta = 220 – 260 °C, resultando la mayor resistencia al desgaste

para las temperaturas de austemperado más bajas, es decir con mayor dureza [40, 41, 42, 43,

44], aunque en ningún caso excede la resistencia de aceros endurecidos superficialmente por

recargue duro. Sin embargo, el ADI resulta muy superior en suelos rocosos donde se produce

frecuentemente la rotura por fractura de las puntas de acero (rejas de arado y púas de

cincel) [45].

Dommarco [24] comparó los resultados para ADI, obtenidos en ensayos de abrasión de campo

(uñas de pala cargadora frontal, alta presión) y de laboratorio (ASTM G65, baja presión),

observando tendencias opuestas en cuanto a la dependencia con Ta. Cuando la abrasión es de

baja presión resulta más conveniente utilizar un material de mayor dureza (Ta < 300 °C),

mientras que en el ensayo de campo (alta presión) la resistencia es superior para el material de


41

menor dureza (Ta > 300 °C). Por lo tanto, el comportamiento del ADI, como es de esperar, está

íntimamente relacionado con el tribosistema donde se aplica. Por ello, es difícil evaluar un

material a escala de laboratorio, para predecir su comportamiento en servicio y su selección, si

es que el ensayo no reproduce al menos las principales variables y en el nivel propio del

servicio. De ahí que, siempre que sea posible, deben realizarse ensayos de campo en el

desarrollo de nuevos materiales y aplicaciones.

1.10.2- Resistencia a la abrasión de CADI

A través de la selección de aleantes, el control del proceso de colada y el diseño de los

parámetros de tratamiento térmico, es posible seleccionar la microestructura de CADI adecuada

para cada tribosistema. Existen estudios de la dependencia de la resistencia a la abrasión y la

tenacidad al impacto del CADI con los elementos de aleación, permitiendo, por ejemplo,

incrementar la tenacidad al impacto, aunque sea a expensas de una disminución en la resistencia

a la abrasión [46]. Laino et al. observaron que por efecto de la microsegregación del Cr,

precipitan carburos que mejoran la resistencia al desgaste, aunque se sacrifica tenacidad al

impacto [47]. También se ha estudiado la influencia del contenido de boro, cuyo incremento

genera mayor cantidad de carburos de B aunque, por otro lado, es perjudicial para la eficiencia

de la nodulización y para formación de la ferrita en el austemperado, por lo cual, las propiedades

mecánicas son afectadas por múltiples motivos [48]. Pequeñas adiciones de V (0-0,71 %)

permiten incrementar la resistencia a la tracción y la tenacidad al impacto del CADI, sin

embargo, con mayores adiciones caen ambas propiedades. La presencia de V añade a la

microestructura carburos de vanadio (VC), independientemente de la presencia de otros

carburos aleados posibles (M3C). La resistencia a la abrasión (en ensayo pin on disk de alta

presión) y la dureza, crecen con la adición de V [49].

También, con el objetivo de mejorar las propiedades mecánicas sin perder resistencia a la

abrasión, se ha estudiado la modificación de la morfología y dispersión de los carburos con la

adición de pequeñas cantidades (< 0,09 %) de polvo de óxido de cerio nanométrico, introducido


42

como una dispersión de semillas para la nucleación heterogénea de carburos en la solidificación.

El óxido de cerio resulta ser un sustrato con bajo disregistro para la estructura de los carburos

M3C y, de este modo, disminuye la energía necesaria para su precipitación [50]. La adición de

pequeñas cantidades (0,03-0,06 %) logran incrementar de forma significativa la tenacidad al

impacto, el conteo nodular, el contenido de carburos, el contenido de carbono en la austenita,

la dureza, la resistencia a la tracción y la resistencia al desgaste. Mayores o menores contenidos

a este intervalo no resultan tan efectivos [51].

La influencia del tribosistema fue puesta en evidencia en ensayos de abrasión de laboratorio,

de alta presión (ASTM G132) y de baja presión (ASTM G105), observándose respuestas

diferentes al evaluar las estructuras de CADI con alto y bajo contenido de carburos [4]. Para la

abrasión de alta presión se observa más resistencia al desgaste para el CADI con mayor

contenido de carburos y, además, para las dos concentraciones de carburo evaluadas, la

resistencia al desgaste no resultó muy dependiente de la dureza, obteniendo un nivel de

resistencia similar al de FB perlíticas, Fig. 1.14 a). Por otro lado, en los ensayos de baja presión,

la dependencia con la dureza es mayor y ambos CADIs lograron buenos niveles de resistencia

a la abrasión para valores de dureza moderados, con una mayor tenacidad al impacto que las

FB perlíticas Fig. 1.14 b). Este comportamiento, donde la efectividad del CADI es dependiente

del tribosistema (en particular de la severidad), fue también observado por S. Laino et al. en

ensayos de campo [52].

a) b)

Des

gaste

(mm

3 )

Des

gaste

(mm

3 )

Dureza (HRC) Dureza (HRC)

AR Irons CADI ↓ carburos CADI ↑ carburos

AR Irons CADI ↓ carburos CADI ↑ carburos

CADI ↓ carburos

CADI ↑ carburos


43

Fig. 1.14 Comparación de CADI y fundición blanca perlítica: a) abrasión de alta presión, b) abrasión de baja presión [4].

1.11- Desgaste por fatiga de contacto

La fatiga de contacto es un mecanismo de desgaste que se presenta entre cuerpos cuya

geometría produce un área de contacto puntual o lineal, por ejemplo, entre una esfera y un

plano, o entre dos cilindros, respectivamente. La fatiga tiene su origen en la aplicación cíclica

de tensiones originadas en la rodadura y/o el deslizamiento repetido de un cuerpo sobre otro,

afectando cualquiera de los cuerpos involucrados. Con frecuencia causa la salida de servicio de

elementos mecánicos tales como rodamientos, engranajes, levas y seguidores de leva, ruedas y

rieles de ferrocarril. Puede generar daños significativos, como ocurrió en el accidente de

ferrocarril en Hatfield (Reino Unido) en el 2000, donde la falla de un riel por fatiga de contacto

por rodadura (FCR) produjo su descarrilamiento, resultando en cuatro vidas perdidas y muchos

pasajeros lesionados [53].

La falla se manifiesta con el desprendimiento de una porción de la superficie sobre la que los

elementos ruedan y/o deslizan, llamada camino de rodadura (CR), dejando expuesta una

cavidad cuyo aspecto y tamaño están relacionados con las condiciones de servicio. Si la cavidad

es pequeña recibe el nombre de pit, y si es grande (del tamaño del área de contacto) se denomina

cráter o spall. El paso repetido de los elementos rodantes sobre estas discontinuidades origina

el daño progresivo y la aparición de ruido, vibración, calor anormal, presencia de partículas en

el aceite, etc. Esto resulta en la salida de servicio de la pieza, aunque no presente deficiencias

dimensionales, deformaciones, ni fracturas macroscópicas. Tallian introdujo el término surface

distress para la aparición de micro fisuras superficiales y denominó spalling al daño de carácter

macroscópico [54].

1.11.1- Modos de falla en fatiga de contacto por rodadura

La falla en FCR ocurre según tres modos, dependiendo del material y las condiciones de

funcionamiento, cada uno con diferente morfología.


44

I. Falla subsuperficial temprana: Este modo de falla está vinculado a la iniciación de una

fisura subsuperficial a partir de defectos del material (inclusiones) a una profundidad debajo

del área de contacto donde se producen las máximas tensiones de corte. Luego, la fisura propaga

paralela a la superficie y, alcanzada una condición crítica, el ligamento remanente cede para el

desprendimiento de una porción de material (formación del cráter).

II. Falla subsuperficial tardía: Con la mejora de la calidad de los materiales, se logran

aceros más limpios (menos inclusiones) a los que les corresponde este tipo de falla. En este

caso, el daño por microplasticidad y cambios de fase por debajo de la superficie, debilita el

material y resulta en la nucleación de una fisura que propaga paralela a la superficie, hasta

producirse el desprendimiento al alcanzar la condición crítica.

III. Falla superficial temprana. Este tipo de falla es el más común en la actualidad. Se

encuentra asociada a la inevitable existencia de condiciones de contacto no ideales en la

maquinaria (contacto de microasperezas), capaces de nuclear una fisura en la superficie de

contacto, que propaga a un ángulo bajo respecto de la superficie hasta alcanzar la profundidad

donde las tensiones equivalentes son máximas. Alcanzada esta condición, la fisura propaga en

forma estable hasta producir el cráter o spall.

El presente trabajo se enfoca en el estudio del modo de falla superficial temprano, debido a la

naturaleza de la superficie del material (presentando nódulos de grafito que alteran las

tensiones), combinada con las condiciones de servicio no ideales, por ser las más comunes en

la actualidad, resultando ser el modo de falla más frecuente en la práctica.

1.11.2- Distribución de tensiones en el contacto ideal

La distribución de tensiones en un contacto puntual o lineal fue descripta por Hertz [55],

haciendo algunas hipótesis simplificativas que aseguran la ausencia de deformación plástica,

entre ellas supone que no hay fricción o tracción entre las superficies y geometrías perfectas,

libres de imperfecciones. El “contacto de Hertz o hertziano” es aquel en que la deformación es

pequeña en comparación con el tamaño de los cuerpos y completamente elástica. Este tipo de


45

contacto se denomina ideal o hertziano y, en la práctica, se consigue cuando el lubricante separa

completamente las superficies.

Para el caso particular del contacto entre dos esferas de radios R1 y R2, con modulo elástico E,

sometidas a una carga P, la máxima presión de contacto, 𝑝 , y la semiamplitud de contacto, 𝑎,

Fig. 1.15, pueden calcularse de acuerdo a las Ecuación 1.4 y Ecuación 1.5 , respectivamente.

Ecuación 1.4, presión de contacto máxima 𝑝 = 3 ∗ 𝑃2 ∗ 𝜋 ∗ 𝑎

Ecuación 1.5, semiamplitud del área de contacto

𝑎 = 1.109 𝑃 ∗ 𝑅 ∗ 𝑅𝐸 ∗ (𝑅 + 𝑅 )

Fig. 1.15 Esquema del contacto puntual entre dos esferas de radio R1 y R2 sometidas a una carga P

A partir de la teoría de Hertz es posible calcular la distribución de tensiones debajo del área de

contacto. Si se consideran las tensiones justo por debajo del centro de la misma, Fig. 1.16, se

observa que las tensiones son todas compresivas, generando una componente hidrostática

importante. Además, la diferencia entre las tensiones principales, , y da origen a una

tensión de corte pulsante, que posee su valor máximo a una distancia ~ 𝑎/2 y en un plano

inclinado a 45° respecto de la superficie, tomando el valor 𝜏 = − , .


46

Fig. 1.16 Distribución de tensiones por debajo del centro del área de contacto entre cuerpos esféricos [56]

Además, superpuesta a la anterior, también existe una tensión de corte alternativa, debida al

movimiento del elemento rodante, que proviene de la simetría de revolución de la distribución

de tensiones (para el contacto puntual). Desde un sistema de coordenadas cartesiano estas

tensiones resultan antisimétricas, y se encuentran a una profundidad ~ 2𝑎/5. Al combinar este

resultado con el movimiento del cuerpo rodante, el material es sometido a tensiones de corte

alternativas, Fig. 1.17, a una profundidad similar a la que actúa la tensión de corte pulsante

máxima.

En la Fig. 1.18 se aprecia la variación de las tensiones a las que es sometido un punto fijo del

material por debajo del camino de rodadura, debido al movimiento del elemento rodante. Por

lo tanto, dado que las máximas tensiones de corte (pulsante y alternativa) son máximas debajo

de la superficie y, además, este tipo de tensión es la responsable de la degradación del material,

esto justifica la nucleación subsuperficial de fisuras en la FCR.

Fig. 1.17 Tensiones de corte antisimétricas por delante y por detrás del punto de contacto [57]

𝜏

Superficie


47

Fig. 1.18 Historial de tensiones sobre un punto del material bajo el área de contacto luego de pasar el elemento rodante [58].

1.11.3- Distribución de tensiones en el contacto no-ideal

En el caso más general, el contacto entre los cuerpos está acompañado de una carga paralela a

la superficie debida a la fricción [59], cuyo origen puede ser la deformación elástica de los

cuerpos, la geometría de contacto (dientes de engranajes, levas, rodamientos de ranura

profunda), o por la transferencia de potencia por rodadura (sistema rueda-riel de locomotoras y

transmisión toroidal CVT). Como consecuencia del esfuerzo de corte en el contacto, la

temperatura del aceite se eleva y genera una pérdida de viscosidad del lubricante y reducción

del espesor de película. En contraposición al contacto hertziano ideal, este tipo de contacto se

denomina no-ideal.

a


48

Fig. 1.19 Esquema del esfuerzo de corte resultante en el contacto no-ideal, como resultado de la superposición de la tensión de corte pulsante por la rodadura y la tensión de corte por efecto de la fricción o deslizamiento [60].

Otros elementos pueden producir el apartamiento de las condiciones ideales. Por ejemplo, las

geometrías reales poseen imperfecciones o asperezas superficiales, que dan origen a lo que se

conoce como rugosidad superficial. Debido al contacto de asperezas se alcanzan valores de

tensión muy superiores al ideal y, la tensión de corte máxima ocurre a una profundidad mucho

menor, que está relacionada con la semiamplitud de las microáreas de contacto [61]. También,

aparecen tensiones de tracción en la superficie, fuera del área de contacto [62, 63, 64].

Este hecho explica el daño puntual observado en la práctica, su iniciación y propagación. En

engranajes, las asperezas también generan tensiones de tracción en la superficie que podrían ser

responsables de la iniciación de fisuras, [65]. A su vez, la fricción debida al deslizamiento

incrementa el riesgo de daño [66]. Para estudiar esto se desarrolló el ensayo SCF, por Standing

Contact Fatigue, en el que el contacto es estático mientras que la carga posee una variación

pulsante, con el objetivo de generar fisuras por tracción [67, 68]. Las fisuras iniciadas de este

modo generan un cráter con una geometría de anillo cónico.

El contacto no-ideal, también puede estar promovido por la interacción de las superficies con

partículas contaminantes, por ejemplo, aquellas presentes en el aceite lubricante.

Debe tenerse en cuenta que la distribución de tensiones en el contacto no-ideal, se debe a la

superposición de las correspondientes al contacto ideal o hertziano y al contacto no-ideal, en

general debido a la interacción de microasperezas [64]. Las tensiones de tracción por el contacto

de una aspereza son superadas por las tensiones compresivas ideales, sin embargo, cuando el

solapamiento es parcial (contacto con una aspereza en el límite del área de contacto) pueden

mantenerse tensiones de tracción. Considerando la dirección de rodadura, las fisuras originadas

dejan ser cónicas pudiendo resultar solo hacia adelante o atrás. En la fatiga de contacto, la

lubricación se produce gracias al mecanismo elastohidrodinámico, EHD, que genera una

geometría de contacto asimétrica, donde las superficies se aproximan entre sí con un ángulo


49

bajo a la entrada, pero a la salida divergen rápidamente. Por lo tanto, la interacción de asperezas

a la entrada y salida es diferente, haciendo más favorable la iniciación de fisuras a la entrada

del contacto y propagando en la dirección de rodadura, como se observa en la práctica.

La presencia de deslizamiento opuesto a la dirección de rodadura, como ocurre en engranajes,

introduce tensiones de tracción adicionales en la entrada de la zona de contacto, empeorando

las condiciones, y lo opuesto ocurre en la salida. Por otro lado, durante la rodadura, existe una

no proporcionalidad entre las solicitaciones de tracción, corte y compresión durante el ciclo de

carga (se producen en diferentes sitios y momentos), que produce fenómenos como el cierre de

fisura y el endurecimiento cíclico adicional [69].

1.11.4- Influencia de las inclusiones sobre las tensiones

La mayor parte de los estudios sobre FCR han considerado el uso de materiales homogéneos,

para los que en la actualidad existen gran cantidad de modelos predictivos, no obstante, estos

sobreestiman la vida hasta la falla cuando son aplicados a materiales heterogéneos. Por lo tanto,

el estudio de materiales heterogéneos como el CADI, requiere realizar ensayos para conocer su

capacidad para resistir la fatiga de contacto, y también para validar el desarrollo de nuevos

modelos predictivos.

En los aceros, las inclusiones son lugares preferenciales para la nucleación de fisuras por fatiga

[ 70 , 71 ], ya que provocan concentración de tensiones locales, debido a la diferencia de

propiedades respecto a la matriz que las contiene, y además causan daño temprano por

apilamiento de dislocaciones [72, 73]. Las tensiones elevadas y cíclicas, en inmediaciones de

las inclusiones, también causan transformaciones microestructurales [74, 75] que asisten al

proceso de fatiga y, en consecuencia, aparecen características visibles al microscopio óptico

como las zonas blancas tipo butterfly y las bandas de deslizamiento [76, 77]. Muy pocos

modelos tienen en cuenta el comportamiento micromecánico del material sometido a FCR. Las

primeras fisuras por fatiga aparecen en puntos débiles del material y el mecanismo de iniciación

de la falla es influenciado por características microscópicas. Por lo tanto, los modelos basados


50

en descripciones macroscópicas subestiman el impacto de los detalles microscópicos. Debido

a la distribución espacial de resistencias del material (por la inhomogeneidad microestructural)

y a la presencia de inclusiones, los ensayos de vida a FCR presentan dispersión de resultados,

por lo tanto, para evaluar los resultados se requiere del análisis estadístico.

Existen nuevos modelos que tratan al material en la zona de contacto como una microestructura

heterogénea compuesta por elementos de forma, tamaño y orientación aleatoria. Estos modelos

son impulsados por la microestructura granular de los nuevos materiales cerámicos utilizados

en rodamientos [78]. Como están basados en una descripción heterogénea del material, los

efectos de las inclusiones se incorporan con facilidad. Luego, a diferencia de los modelos de

propagación que suponen la existencia de una fisura en alguna ubicación determinada, no

requieren la presencia de elementos para la nucleación de la falla o fisuras preexistentes en el

dominio del material. En este sentido, las fisuras pueden nuclear naturalmente bajo la carga de

contacto y crecer si el estado tensional lo permite. Por último, en lugar de suponer una

distribución estadística de resultados, estos modelos son capaces de considerar la dispersión de

valores en la vida hasta la iniciación de la falla y la vida durante la propagación, obteniendo

una distribución de Weibull como resultado de las simulaciones.

El trabajo de Jalalahmadi y Sadeghi [79] es el resultado de una simulación numérica discreta.

A diferencia de los modelos basados en la teoría de Lundberg-Palmgren [57], que consideran a

la etapa de iniciación como la dominante en la vida hasta la falla, el modelo heterogéneo

considera que gran parte de la vida a FCR se consume en la etapa de propagación, coincidiendo

con el trabajo de otros autores [80, 81]. El modelo resulta en la caída de la pendiente de Weibull

y de la vida relativa con el incremento de la cantidad de defectos, Fig. 1.20. Las pendientes de

Weibull y las profundidades de iniciación de fisura que predice el modelo coinciden con los

resultados experimentales [82, 83].


51

Fig. 1.20 Variación de la vida relativa y la pendiente de Weibull al incrementar la cantidad de defectos.

Según Mura [84], una segunda fase de un material puede tratarse como una inhomogeneidad,

que produce perturbaciones en el campo elástico, tanto a escala local como global. Para

Xiaolan Ai, la resistencia a FCR de un material ingenieril es fuertemente afectada por la

presencia de una dispersión de partículas no metálicas [85].

W. Yang et al. [86] desarrollaron un modelo basado en el trabajo de Zaretsky [87], para evaluar

la influencia de la rugosidad, las inclusiones y sus características sobre la vida a FCR, que fue

posteriormente verificado [88, 89]. El modelo relaciona el número de ciclos de carga con la

integral volumétrica de la tensión equivalente sobre el dominio computado. La integral es casi

inversamente proporcional a los ciclos de carga, N, con una probabilidad de supervivencia del

50 % [90] y, por lo tanto, puede utilizarse para conceptualizar la influencia de las características

de las inclusiones en la vida a FCR. Tanto las inclusiones de alta como de baja rigidez

incrementan las tensiones equivalentes, sin embargo, las de menor módulo elástico producen

un concentrador de tensión más elevado, a la vez que la dependencia con la cantidad, contenido

y geometría es mayor.

Vid

a re

lativ

a 𝐿

Pend

ient

e de

Wei

bull

η

Cantidad de defectos

Cantidad de defectos

Prob

abili

dad

de fa

lla

Vida relativa N

Teoría de L-P

defectos


52

Por lo tanto, y en la medida de lo posible, se deben evitar o disminuir el contenido de poros,

cavidades e inclusiones de bajo módulo elástico en los materiales sometidos a FCR, debido a

su influencia negativa sobre las tensiones de contacto y la vida hasta la falla.

1.11.5- Mecánica de contacto y lubricación

Por simplicidad, para describir la mecánica de contacto y la lubricación en FCR, se utilizará el

rodamiento rígido de bolas, en el que se presentan las principales características de interés.

Cuando la bolilla rueda sobre la pista, se produce una combinación de rodadura y deslizamiento

en el área de contacto. El deslizamiento se debe a la diferencia de ubicación entre las distintas

regiones del área de contacto, y su posición relativa al diámetro primitivo, donde se ubica el eje

instantáneo de rotación (lugar geométrico de velocidades relativas entre las superficies nulas,

es decir rodadura pura). De este modo, se producen deslizamientos a favor y en contra de la

dirección de rodadura, dependiendo de la ubicación relativa al eje instantáneo de rotación. Un

fenómeno similar, más conocido y observable, ocurre en el contacto de engranajes, donde el

deslizamiento también se produce debido a la geometría del contacto y la ubicación respecto

del diámetro primitivo, pero en este caso, al trasladarse el área de contacto a lo largo de la línea

de acción, resultan mayores distancias respecto al diámetro primitivo y mayor deslizamiento.

En conclusión, el movimiento relativo en el área de contacto es una combinación de rodadura

pura y/o deslizamiento.

Cuando los contactos son puntuales o lineales, como en fatiga de contacto, la lubricación es

denominada elastohidrodinámica (EHD), donde la película lubricante se genera por la

combinación de tres efectos. En la entrada a la zona de contacto, las superficies convergen y

sus velocidades difieren, apareciendo un efecto hidrodinámico. Luego, en el área

correspondiente al contacto ideal, aparece una combinación de deformación elástica de los

cuerpos y un cambio en la viscosidad del lubricante por su reología. La deformación elástica de

los cuerpos genera una región central en la zona de contacto donde las superficies resultan

prácticamente paralelas, separadas por una película lubricante de espesor ℎ . La película


53

lubricante y la rodadura modifican la distribución de presión ideal, incrementando la longitud

del contacto, disminuyendo la presión de contacto en la región de entrada y generando un pico

en la presión, que puede superar p0, justo delante de una estricción (mínimo espesor de película,

h0) formada en la región de salida, y a continuación, las presiones son inferiores a las que

predice la teoría de contacto ideal. Las diferencias manifestadas respecto del modelo de

contacto ideal, dependen de las condiciones de contacto (carga, velocidad, geometría) y de las

características del lubricante, en particular del coeficiente presión-viscosidad. Una solución al

problema EHD para el cálculo del espesor de película lubricante en contactos puntuales es la

propuesta por Hamrock y Dowson [91]. Las soluciones de ℎ , para un contacto elíptico se

encuentran disponibles en la bibliografía [92, 93]. Al considerar cuerpos de radios negativos o

positivos, el contacto se denomina conforme o no-conforme, respectivamente, y con al menos

un par de radios infinitos en ejes paralelos, los resultados corresponden a contactos lineales.

La buena lubricación en un contacto hertziano no solo depende del espesor de película

lubricante, sino también de su relación con la rugosidad de los cuerpos, lo que se conoce como

Coeficiente de Espesor de Película Lubricante o Factor 𝜆 , donde 𝜆 = ℎ /𝑅 y 𝑅 es la

rugosidad compuesta. Un Valor de 𝜆 > 2 supone condiciones de lubricación en que las

superficies no se tocan y es aplicable la teoría de Hertz (condiciones ideales). Si 1 < 𝜆 < 2

significa que la lubricación es marginal y se produce la interacción de microasperezas

superficiales [94] y con 𝜆 < 1 el daño es severo y la vida a la FCR muy reducida [95].

1.11.6- Mecanismo de falla superficial temprana y características

Si bien el mecanismo de daño por FCR no ha sido clarificado completamente, hay ciertas

características que son aceptadas, por lo tanto, el proceso de daño se puede dividir en 3 fases:

I. Un breve transitorio o asentamiento con cambios macroscópicos rápidos en el material,

shakedown o running in. La rugosidad superficial disminuye, ya sea por aplastamiento de

asperezas o desgaste [ 96 ]. A su vez, ocurren cambios en la microestructura, como la


54

transformación de austenita retenida a martensita [97]. La superficie se torna pulida y con cierta

ondulación. Las marcas de mecanizado profundas perduran.

II. Luego, un período estacionario con cambios a escala microscópica, steadystate elastic

response. Pueden aparecer fisuras microscópicas en la superficie, conocidas como surface

distress, a partir de una microaspereza o un defecto del material muy próximo al CR. Alguna

de estas fisuras podría crecer hasta alcanzar la zona de máximas tensiones de corte, para luego

propagar paralela a la superficie.

III. La inestabilidad o fase final en el proceso de falla implica el colapso del ligamento

remanente, por lo tanto, la fisura se desvía hacia la superficie para formar un cráter o spall, final

instability. Esta etapa podría subdividirse entre el crecimiento temprano de la fisura y la fractura

final. En rodamientos y engranajes, la fractura final se produce por el crecimiento de

ramificaciones hacia la superficie de contacto, sin embargo, para los rieles de ferrocarril los

esfuerzos son diferentes, por ello, las fisuras pueden ramificarse hacia el interior de la

pieza [98], resultando en la fractura catastrófica del riel.

Las fisuras superficiales, surface distress, siempre están inclinadas en la dirección de rodadura

con un ángulo bajo con relación a la superficie (18-28° para rodadura pura). Si existe

deslizamiento en contra de la dirección de rodadura, las fisuras son más numerosas y su

inclinación es más pronunciada (41-50°). Si el deslizamiento es en la dirección de rodadura, el

ángulo de inclinación es menos pronunciado. Generalmente se detiene su crecimiento

alcanzados los 10-30 μm [99], dependiendo de las variables del contacto.

La falla originada en la superficie se caracteriza por tener un ángulo bajo a la entrada (<30° [93],

20-24° [ 100 ], 25-30° [65], <30° [99]), a diferencia de la falla de origen subsuperficial

(>45° [93]). En cambio, el ángulo de salida de la falla, debido a la fractura final o rotura del

ligamento remanente, es más pronunciado y de forma semicircular [93, 101].

Cuando la falla se origina en la superficie, la vista de planta del CR muestra que el cráter o spall

tiene forma de punta de flecha, apuntando en contra de la dirección de rodadura, hacia el origen


55

de la falla [92]. El ángulo de apertura de la punta desde el vértice es otra característica de la

falla, siendo de 50-60° [100] en acero para rodamientos. Murakami et al realizaron un

histograma con los resultados de diferentes trabajos en el rango 70-140° [102], 85-115° para

engranajes [64]. Las superficies laterales del spall son prácticamente perpendiculares a la

superficie. Luego, el ancho depende del tamaño del área de contacto, mientras que el largo

depende del avance de la falla hasta su detección. Frecuentemente se observa que el punto de

iniciación de la falla se relaciona con la presencia de defectos como indentaciones, pits, surcos,

etc.

La forma de punta de flecha se ha reproducido experimentalmente, a través de la introducción

de defectos artificiales cómo una indentación [100, 103]. El fondo del spall es prácticamente

paralelo al CR y está compuesto por una serie de superficies de fractura junto con fisuras

ramificadas (originadas a partir de las tensiones de corte alternativas, 𝜏 , Fig. 1.18), cuya

propagación se ha interrumpido [64]. Su profundidad está relacionada con la posición de las

máximas tensiones de corte. En su propagación, la fisura es solicitada en modo I, II y III,

haciendo que la superficie de fractura sea sometida a esfuerzos de corte o fricción que la

degradan, alterando su morfología original. A su vez, la porción de material desprendida al

formar el spall, generalmente se pierde, llevándose consigo importante información para el

análisis de falla [101].

1.12- Antecedentes de FCR

El comportamiento de la FN sometida a FCR ha sido estudiada en distintos trabajos que

reportan la dependencia de la vida a FCR de ADI con sus características microestructurales.

Por ejemplo, para diferentes conteos nodulares (CN) se observó una vida 5 veces superior para

un ADI de pared delgada (alto CN) al compararlo con un ADI convencional [104]. Incluso se

observó que la influencia del CN es relativamente independiente de la microestructura de la

matriz de la FN [105]. También, el ADI no resulta sensible a la presencia de defectos artificiales

en la superficie, esto se debe a la presencia de nódulos en su superficie que, combinada con


56

𝜆 < 2, condicionan a una pobre resistencia a la iniciación de fisuras [106]. Otros autores han

estudiado la influencia de parámetros del tratamiento térmico [107], como otras variantes del

tratamiento térmico [108] y también el uso de recubrimientos superficiales [109, 110]. Por otro

lado, no se han realizado trabajos que estudien la respuesta a FCR de CADI, a pesar de la posible

mejora con la introducción de carburos. En este sentido, se ha observado una mejora en la vida

a FCR de la FN atruchada, obtenida con el uso de coquillas y sin tratar térmicamente [111].

1.13- Fricción

La fricción, cuya etimología dice que deriva del latín fricare (frotar), se origina en la interacción

de superficies sólidas cuando un cuerpo desliza o intenta hacerlo sobre otro, y se manifiesta

como una fuerza opuesta al movimiento. La fricción resulta de la interacción de un cuerpo con

cualquier otro medio, solido, líquido o gaseoso, pero en el presente contexto resulta de interés

la fricción entre superficies sólidas.

La fricción se caracteriza a través de un coeficiente definido como el cociente entre la fuerza

de fricción y la carga normal, llamado coeficiente de fricción (µ), y su valor depende del

tribosistema. Cuando las superficies que deslizan están lubricadas, el coeficiente puede ser tan

bajo como ~ 0.00001 cuando la lubricación es hidroestática. En el caso de la lubricación

hidrodinámica el coeficiente es algo mayor, ~ 0.01 – 0.1. Si la lubricación es marginal o

límite, ~ 0.1 – 0.2, y si el rozamiento se produce en seco, entre superficies limpias a escala

macro (sin suciedad aparente) ~ 0.4 – 0.8. Pero si las superficies corresponden a materiales

afines que se encuentran libres de toda contaminación (por ejemplo, oxidación), entonces la

fuerza de fricción puede ser muy superior a la carga de contacto normal y como resultado

> 1, 2, 5, etc.

Por otro lado, es un fenómeno bien conocido y observado por Leonard Euler en el siglo XVIII,

que la fuerza necesaria para poner un cuerpo en movimiento es mayor que la requerida para

sostenerlo. Esta diferencia obedece a que existe un coeficiente de fricción estático (µs) que es

usualmente mayor que el dinámico (µd).


57

1.13.1- Mecanismos de Fricción

El origen de la fuerza de fricción se basa en los fenómenos de interacción entre superficies a

escala microscópica, los que pueden ser de naturaleza física, química o mecánica, dando lugar

a lo que se conoce como micromecanismos de la fricción. Estos, no actúan en forma

independiente, sino que lo hacen en forma simultánea, sin embargo, dependiendo del

tribosistema existe uno de ellos que da origen a la componente principal de la fuerza de fricción.

Los micromecanismos que dan origen a la fuerza de fricción son:

- Adhesión.

- Deformación y/o fractura de capas superficiales (por ejemplo, óxidos).

- Deformación plástica y surcado por interacción mecánica de superficies.

- Deformación elástica durante la interacción de superficies e histéresis elástica.

- Interacción con partículas intrínsecas o extrínsecas atrapadas entre las superficies.

Cuando las superficies están limpias y trabajan en un medio inerte (sin óxido), se han

encontrado valores de µ tan altos como 5, 20 e incluso mayores. Esto se debe a la soldadura en

frío o mecanismo de adhesión entre las microasperezas en contacto, cuya resistencia depende

de la afinidad entre los materiales. Debido a la deformación y rotura de la unión entre asperezas,

la fricción resultante depende también de la tensión de rotura del material más débil. Esto se ve

en aplicaciones prácticas como son los cojinetes de deslizamiento, compuestos por un sustrato

duro (acero) recubierto con una capa delgada de un material de baja resistencia (metal blanco).

En este caso, el material de baja resistencia y baja afinidad soporta cualquier interacción siendo

surcado fácilmente, mientras el respaldo duro limita la profundidad del surco. Por otro lado,

también es frecuente la interposición de una capa dura de baja afinidad entre las superficies,

como es el caso de los recubrimientos cerámicos (TiN, DLC), donde la capa dura provee una

película resistente, aunque por su delgado espesor, las tensiones de contacto deben ser

soportadas por el sustrato.


58

El mecanismo de adhesión es atenuado por la influencia del tribosistema, dado que en

condiciones de funcionamiento corrientes el aire del medio ambiente oxida la superficie, lo que

se convierte en una capa protectora frente a la adhesión.

Por otro lado, las superficies frecuentemente se encuentran recubiertas por óxidos o algún tipo

de contaminante, que puede ser surcado o fracturado por la interacción mecánica, aportando a

la fricción y a la generación de partículas.

Las interacciones mecánicas entre las superficies dan lugar a diferentes mecanismos que

generan resistencia al movimiento. Las asperezas en contacto bajo tensión sufren

deformaciones de pequeña escala, por otro lado, una superficie blanda puede ser surcada o

rayada por su contraparte y, por último, las interacciones con posibles partículas duras atrapadas

entre las superficies.

Teniendo en cuenta los distintos factores involucrados en el tribosistema, es posible calcular el

coeficiente de fricción como la suma de los aportes de cada micromecanismo que le da origen,

Ecuación 1.6.

Ecuación 1.6, coeficiente de fricción global a partir del aporte de los diferentes mecanismos. 𝜇 = 𝜇 + µ + 𝜇 + 𝜇 + 𝜇

Dónde:

I. 𝜇 : debido a adhesión entre superficies.

II. µ : originado en el surcado o fractura de capas superficiales (por ejemplo, óxidos).

III. 𝜇 : deformación plástica y surcado.

IV. 𝜇 : deformación elástica como consecuencia del ciclo de histéresis elástica.

V. 𝜇 : partículas atrapadas entre las superficies (intrínsecas o extrínsecas).

1.14- Desgaste por deslizamiento

La norma ASTM G40 define al desgaste por deslizamiento como la pérdida de material debida

al movimiento relativo entre dos cuerpos sólidos que deslizan entre sí, e involucra diferentes

fenómenos como la adhesión, deformación, surcado, fatiga, oxidación, etc. A menudo se asocia


59

el desgaste por deslizamiento al desgaste adhesivo, lo cual es correcto, ya que a menudo el daño

en superficies nuevas comienza por adhesión, para luego derivar en otros mecanismos de

desgaste.

Archard desarrolló una teoría para evaluar el volumen desgastado por deslizamiento, basada en

el área real de contacto por la interacción de microasperezas (que es proporcional a la carga

normal), Ecuación 1.7.

Ecuación 1.7, Ecuación de Archard para estimar el coeficiente de desgaste por adhesión. 𝐾 = 𝑄 ∗ 𝐻 /𝑃

Dónde:

I. K: coeficiente de desgaste, adimensional y menor a la unidad

II. Q [m2]: volumen desgastado por unidad de distancia deslizada

III. H [N/m2]: dureza de la superficie más blanda

IV. P [N]: carga normal

En el deslizamiento, la carga se transfiere a través de la interacción de asperezas, en un proceso

continuo en el que un número muy grande de uniones, que crecen en tamaño y luego decrecen

hasta desaparecer. En este proceso se produce el daño, o degradación progresiva, de todas las

interacciones, pero solo una fracción “K” de estas genera desgaste. En la práctica, suele

utilizarse el coeficiente de desgaste dimensional [k] = mm3/Nm, representando el volumen de

desgaste por unidad de distancia deslizada y por unidad de carga normal. Sin embargo, esta

relación lineal con la carga normal no siempre se observa, ya que a menudo se presentan

cambios o transiciones abruptas en la tasa de desgaste, tanto el aumento como la disminución.

La ecuación de Archard tampoco considera la influencia de la velocidad, no obstante, su

variación también induce comportamientos inesperados y transiciones abruptas.

El cambio de velocidad y/o carga normal puede inducir un cambio en el mecanismo de desgaste

predominante, ya que afectan la temperatura y, por lo tanto, la oxidación superficial que actúa

como una capa protectora, Fig. 1.21. Los sistemas deslizantes generalmente tienen una etapa


60

transitoria inicial (running-in), que puede verse reflejada en la evolución de la fricción con el

tiempo, Fig. 1.22, y un estado estacionario, donde la proporcionalidad resulta válida.

La protección que brinda una película de óxido está relacionada con su tasa de crecimiento y

con su espesor, que dependen de la temperatura. Las asperezas en contacto pueden alcanzar

localmente temperaturas del orden de 1000 K, aunque la temperatura de la interfase se

mantenga en algunos cientos de grados, promoviendo transformaciones de fase y/o una

oxidación acelerada.

Fig. 1.21 Influencia de la velocidad de deslizamiento y la carga normal sobre el nivel de daño y la temperatura de la interfase.

Fig. 1.22 Cuatro formas comunes de comportamiento de la fricción durante el running in [112].

µ µ

µ

Tiempo Tiempo

Tiempo Tiempo

µ


61

Por otro lado, los mecanismos tendientes a la formación de partículas laminares (delaminación)

vinculados a la deformación plástica acumulada, se producen a baja velocidad de deslizamiento

y alta carga [113].

Al observar las consecuencias en el daño producido entre superficies que deslizan, para

diferentes niveles de carga de contacto y de velocidad de deslizamiento, aparecen distintos

mecanismos de desgaste que dan lugar al diagrama conocido como “mapa de desgaste”, Fig.

1.23, introducido por Lim Ashby y Burton [114]. Este mapa corresponde a un par acero-acero

deslizando en aire, sin embargo, se esperaría un comportamiento similar para muchos

materiales de esta familia. Es posible construir un mapa de desgaste combinando modelos

teóricos con observaciones empíricas [113].

Fig. 1.23 Mapa de desgaste para el deslizamiento de acero contra acero. Ensayo tipo “Pin on Disk” [114].

Los diferentes mecanismos de desgaste que muestra el diagrama son:

I. Seizure (Adhesión): asociado a presiones de contacto muy altas. Este régimen

corresponde a un crecimiento desmesurado de las uniones de asperezas, donde el área real de

contacto prácticamente se iguala al área aparente. Si ocurre deslizamiento se produce un daño

catastrófico e irreversible, galling seizure.

Mapa de desgaste para aceros, Pin on Disk

Velocidad de deslizamiento (m/s)

Velocidad de deslizamiento normalizada 𝑉

Pres

ión

de c

onta

cto

norm

aliz

ada

𝐹


62

II. Melt wear (Desgaste por fusión): Debido a la alta temperatura alcanzada en los puntos

de contacto, se produce una fusión localizada. Este comportamiento es típico de las altas

velocidades de deslizamiento y la resolidificación compite con la oxidación (acelerada por las

altas temperaturas). En muchos casos se manifiesta como una proyección de chispas

incandescentes. La soldadura por fricción se basa en este mecanismo.

III. Oxidation dominated wear (Desgaste dominado por oxidación): Velocidades de

deslizamiento del orden de 1 m/s o mayores son suficientes para generar temperaturas

localizadas tan altas, que aceleran la oxidación independientemente del valor de la carga

normal. En el ingreso a este régimen la tasa de desgaste disminuye y las partículas de desgaste

cambian de metálicas a óxidos, además de una posible transformación de austenita retenida a

martensita. Cuando las velocidades son mayores a la crítica (~1 m/s), se forma una capa

continua de óxidos haciendo que el desgaste se produzca por el desprendimiento de partículas

de óxido. El régimen es de oxidación leve (pero desgaste más severo) cuando la temperatura

local no es tan alta, y forma un oxido fino y quebradizo. A mayor temperatura el régimen es de

oxidación severa, el óxido forma una capa más gruesa y resistente, resultando en desgaste es

leve.

IV. Plasticity dominated wear, adhesion and delamination (Mecanismos dominados por

plasticidad, adhesión y delaminación): A bajas velocidades (0.1 m/s) el efecto del calentamiento

es reducido. El principal efecto es la deformación por tensiones de corte en la dirección del

deslizamiento, debida a la fuerza de fricción. Puede perderse material de ambas superficies o

transferirse material de la superficie más blanda a la más dura. Cuando las durezas son iguales,

las partículas tienen forma de escamas y son capaces de escapar de la zona de contacto.

V. Ultra mild wear (Desgaste ultrasuave): Existe un régimen a baja carga y baja velocidad

donde el desgaste es muy bajo. Una capa muy delgada de óxido fino y tenaz evita el contacto

metal-metal.


63

1.14.1- Mecanismos de desgaste dominados por plasticidad

A partir de la transferencia de material entre las superficies y la formación de partículas de

desgaste, es posible analizar la interacción entre las asperezas superficiales. Teniendo en cuenta

las fuerzas adhesivas entre las superficies, y considerando la resistencia de los materiales en

contacto, es posible predecir la transferencia de material entre superficies. Los puntos de

contacto en los que se produce adhesión pueden resultar en uniones más fuertes que el material

de menor resistencia, y por ello, la rotura de la unión puede darse a través del material más

débil, lo que resulta en una porción de material transferido. Estas partículas adheridas pueden

interactuar múltiples veces, resultando en desprendimientos desde ambas superficies. Este

modelo predice dos comportamientos posibles. Por un lado, la transferencia de un material

sobre el otro intacto y, por otro lado el desgaste simultáneo de ambos materiales con la

formación de partículas equiaxiales o aplastadas, muy deformadas y de composición mixta, Fig.

1.24. El proceso de formación de estas partículas involucra gran cantidad de deformación

plástica y aumento de dureza, por lo que se convierten en un agente abrasivo potencial.

Fig. 1.24 Modelo de formación de partículas de desgaste mixtas y altamente deformadas [113].

Debido a las altas tensiones asociadas con el contacto de asperezas y el deslizamiento, la

microestructura resulta altamente deformada en las regiones cercanas a la superficie. La elevada

deformación subsuperficial, a menudo origina fisuras que propagan paralelas a la superficie

Contacto inicial de asperezas Falla de la unión La partícula tiene un tamaño suficiente para soportar toda la carga

Transferencia de partícula Contacto posterior

Unión de dos partículas Partícula de transferencia a punto de desprenderse

Compresión de una partícula

Compresión adicional y cizallamiento originado en el deslizamiento


64

hasta producir el desprendimiento de una partícula de desgaste delgada. Este tipo de

comportamiento es característico del desgaste severo.

1.14.2- Desgaste por oxidación

Sobre las superficies deslizantes en contacto con el aire, crece una capa de óxido que afecta las

condiciones de contacto, disminuyendo la resistencia al corte del contacto y evitando las

rupturas subsuperficiales. A su vez, la tasa de formación de estos óxidos depende de las

condiciones de deslizamiento (carga, velocidad, temperatura de contacto, etc.). Según las

temperaturas que se presenten en el contacto, y sobre la superficie, pueden formarse distinto

tipo de óxidos (por ejemplo, Fe2O3 (hematita), FeO (wüstita), en aceros).

Las partículas de desgaste principalmente se originan de los óxidos formados por las altas

temperaturas de contacto, luego removidos en interacciones posteriores.

En general, pocos puntos de la superficie tienen contacto a la vez, siendo de mayor temperatura,

oxidación preferencial y desgaste. Sin embargo, durante el deslizamiento y como consecuencia

del desgaste, la carga sobre estos puntos disminuye, mientras que otros nuevos pasan a soportar

la carga.

La velocidad de deslizamiento influye en la velocidad de formación de óxido, debido a la

temperatura alcanzada por la fricción, pero también el tiempo disponible hasta la siguiente

interacción es responsable del espesor de la capa de óxido. Estos fenómenos compiten y

determinan el espesor de película de óxido que es posible alcanzar en función de la velocidad

de deslizamiento, Fig. 1.25. Un resultado notable de este análisis es la posibilidad de disminuir

el desgaste, a través del incremento de la velocidad de deslizamiento. El desgaste es máximo

cuando la condición de deslizamiento no favorece la recuperación rápida de la capa de óxido.

Considerando todo lo anterior, resulta difícil identificar un mecanismo de desgaste en el

deslizamiento, ya que en general se trata de mecanismos combinados, por lo que también el

análisis de la superficie y/o partículas de desgaste se torna dificultoso.


65

Fig. 1.25 Espesor de la película de óxido protector en función de la velocidad de deslizamiento en ensayos tipo pin on disk.

1.15- Antecedentes en deslizamiento

La respuesta tribológica de las FH con grafito libre (laminar, vermicular o nodular) se

caracteriza por presentar una muy buena respuesta frente al deslizamiento, en condiciones

marginales o de lubricación límite, es decir, cuando el contacto metal contra metal es inexorable

y severo. En estas condiciones, el grafito actúa como lubricante sólido, gracias a su estructura

laminar que le confiere muy buena adherencia a las superficies metálicas y una muy baja

resistencia al corte entre sus planos atómicos, disminuyendo la fricción y el desgaste.

En aplicaciones donde existe alta carga normal y alta velocidad de deslizamiento, el uso de

acero en ambas piezas no es conveniente. Por ejemplo, en un mecanismo cómo el tornillo sin

fin y corona, usualmente el tornillo es de acero y la corona de bronce, para aprovechar su menor

módulo elástico, incrementando el área de contacto, repartiendo mejor la carga y resultando en

un menor coeficiente de fricción. En este tipo de mecanismos podría ser de interés el uso de

ADI y/o CADI para reemplazar al bronce como una alternativa de menor costo [115].

A su vez, las FH con grafito libre poseen un módulo elástico inferior al del acero (depende de

la morfología del grafito), incrementando el área de contacto y repartiendo mejor la carga.


66

Por otro lado, sin bien los carburos no se oxidan, sus características estructurales, disímiles

respecto de las fases del acero, le confieren buena resistencia a la adhesión. Además, por su alta

dureza, los carburos incrementan la capacidad de carga y, a su vez, por su alto alto módulo

elástico como su presencia, que implica una reducción en el contenido de grafito, aumenta la

rigidez del CADI respecto de otras FH.

En los primeros estudios de ADI frente al desgaste por deslizamiento [116], usando ensayos

tipo pin on disk contra discos de acero y de FH, se reportaron diferencias importantes en el

coeficiente de fricción, Fig. 1.26, y en el régimen de desgaste, dependiendo de la velocidad

(0.5 y 2 m/s), con una carga específica de 2 MPa. Se observó la formación de una capa de óxido

en la mayor parte de la superficie para altas velocidades, junto con algunos chips metálicos

típicos del microcorte, y fisuras en las cavidades nodulares, formando algunas partículas en

forma de escama. Este comportamiento dependiente de la velocidad resultó similar al reportado

por Straffelini [117], para velocidades de 0.5 a 2.6 m/s con cargas entre 1.1 y 1.5 MPa, donde

se producían modificaciones en el régimen de oxidación. A baja velocidad, un incremento de

la carga genera tasas de desgaste mayores. Sin embargo, para alta velocidad, el comportamiento

es opuesto, debido a la formación de una capa gruesa por oxidación severa, de coloración

grisácea.

Estudios más recientes, como los de Bedolla-Jacuinde [118], en ensayos pin on ring, reportan

la presencia de oxidación como el principal mecanismo de desgaste. El coeficiente de fricción

y la tasa de desgaste disminuyen con el aumento de la carga de 25 a 50 N y de la dureza,

principalmente debido al engrosamiento de la capa oxidada.


67

Fig. 1.26 Curvas de fricción (µ) versus distancia deslizada para ADI contra acero a v=0,5 y 2 m/s [116].

Haseeb et. al [119] realizaron ensayos en configuración pin on disk de diferentes duraciones

con cargas de 7.5 a 30 N, comparando el comportamiento de pines de ADI con otros de FN

templada y revenida. Encontraron una tasa de desgaste menor para ADI en todos los casos, aun

cuando presentan la misma dureza de matriz, y siendo más evidente con mayores cargas y

distancias deslizadas. Los resultados observados fueron justificados a partir de la

transformación de austenita en martensita por efecto de las tensiones y deformaciones propias

del evento tribológico. De este modo se consume una cantidad extra de energía y a su vez

aumenta la dureza. En la FN templada, por el contrario, se produce un ablandamiento de la

matriz, debido a un revenido inducido por la temperatura alcanzada en el proceso de desgaste.

En ensayos realizados con mayores niveles de carga, se ha detectado delaminación iniciada en

cavidades nodulares subsuperficiales deformadas plásticamente, tanto en ADI [120, 116] como

en FN sin tratamiento térmico [121]. En consecuencia, cuando el régimen de desgaste es

principalmente oxidativo, resulta favorable un mayor conteo nodular con grafito aportando

lubricación. Por otro lado, si predomina la delaminación, mayores conteos nodulares exhiben

tasas de desgaste más altas.

En los trabajos de Zhang et. al [122] sobre diferentes grados de ADI, en un tribotester tipo

Amsler, se implementó un sistema de refrigeración para disminuir la temperatura en la zona de


68

contacto, y así evitar o disminuir la formación de la capa de óxido. De esta forma, se promovió

el desgaste por delaminación, que se vuelve más suave al incrementar la carga, y observaron

transformación de austenita retenida en martensita asistida por deformación.

Podgornik et. al [123] estudiaron el desgaste de FN reforzada con insertos de acero con alto

contenido de cromo colocados en el molde, los que se disuelven parcialmente y hacen precipitar

carburos en las inmediaciones, Fig. 1.27. Así, se obtuvieron muestras reforzadas o RDI y otras

que fueron además austemperadas ARDI. Los resultados indican que la resistencia al desgaste

mejora en el RDI, debido a los insertos y a la zona de alta dureza en su entorno y aún más para

el caso de ARDI. Además, se observó menor fricción, con mayor estabilidad a Ta=300 °C y

máxima resistencia al desgaste a Ta=260 °C. La mejor combinación de resultados se obtuvo a

Ta=360 °C.

Fig. 1.27 Microestructura de la región de transición en el ARDI [123].


69

Capítulo 2 – FCR de CADI: influencia del tratamiento térmico

2.1- Metodología experimental

2.1.1- Coladas de Fundición Nodular

El material fue colado por la empresa Megafund S.A. en un horno de inducción de media

frecuencia de 1500 kg de capacidad. La inoculación y nodulización se realizaron mediante

técnicas convencionales con FeSi y FeSiMg, respectivamente. Los moldes consistieron en

placas cuadradas de 250 mm de lado y 18 mm de espesor.

Se obtuvieron dos variantes de FN de distinta composición química, la primera consistente en

una aleación típica para la obtención de ADI, y la segunda para obtener CADI mediante el

agregado de 1.5 %Cr, para promover la precipitación de carburos aleados. El Cr fue

seleccionado, para producir la precipitación de carburos, por ser el elemento más comúnmente

utilizado con este propósito, y porque el tipo de carburo formado resulta estable durante el

tratamiento térmico.

La composición química se analizó utilizando un espectrómetro de emisión óptica con

excitación por chispa marca Baird, con fuente DV6, y los resultados reportados surgen del

promedio de al menos 4 determinaciones. Se controló la composición durante la colada (se

analizó el metal base y se realizaron correcciones para ajustar a la composición deseada) y del

material resultante.

2.1.2- Caracterización microestructural

La microestructura se caracterizó mediante microscopía óptica, evaluando la nodularidad, el

conteo nodular y el tamaño de nódulo conforme a la norma ASTM A247. Además, se midió la

cantidad de carburos a través del análisis de imágenes, utilizando el software Image Pro-Plus®,

que permite realizar distintos tipos de análisis geométricos de las diferentes regiones, ya sean

claras (carburos) u obscuras (grafitos), aplicando filtros avanzados y procesamiento

configurable semiautomático. Al preparar las muestras mediante pulido metalográfico y sin

atacarlas, los nódulos de grafito se observan obscuros. Por su parte, los carburos fueron


70

revelados con un ataque químico durante 2 minutos, utilizando una solución acuosa de

persulfato de amonio 10 %w, logrando un teñido obscuro de toda la muestra, excepto los

carburos que aparecen claros.

La microestructura de la matriz fue revelada mediante el ataque con el reactivo Nital 2 %.

2.1.3- Conteo de fases presentes

En forma complementaria, se realizó la cuantificación de fases mediante el análisis de los

patrones de difracción de rayos X, utilizando un equipo Panalytical X’pert Pro, operando con

un ánodo de cobre (Kα = 1.542 Å) a 40 kV / 40 mA, con un goniómetro de 240 mm de radio y

un monocromador de grafito para filtrar Kβ. El instrumento fue preparado con una ranura de

divergencia de 1 ° y una apertura de recepción de 0.1 mm. Las muestras fueron barridas en el

rango 20 – 120 ° de 2θ con pasos de 0.02 ° (Δ2θ) y un tiempo de conteo de 4.5 s. Con el

procesamiento de los patrones medidos, es posible cuantificar las cantidades relativas de

austenita y ferrita en la matriz [124]. Para el análisis se utilizaron al menos 3 picos de difracción

de cada una de las fases. Por otro lado, al complementar la técnica con las mediciones de

contenido de grafito y carburos por análisis de imágenes, es posible estimar el contenido de la

totalidad de las fases.

2.1.4- Caracterización mecánica del material

Se midió la dureza sobre la superficie de ensayo de las probetas con un durómetro universal

marca Ibertest® modelo Durotest DU 250, Fig. 2.1 a), mediante el método Rockwell en la

escala C (HRC), que utiliza un indentador cónico con punta esférica de diamante de 0.2 mm de

diámetro (indentador Brale) y una carga de 150 kgf. Los valores reportados surgen del promedio

de 4 determinaciones.

Por otro lado, se evaluó la dureza de los carburos y la matriz a través de ensayos de

microindentación en un durómetro Leitz Wetzlar modelo 4730, Fig. 2.1 b), con un indentador

Vickers y una carga de 300 gf (HV0.3), realizando al menos 6 mediciones sobre cada fase y

reportando el valor promedio y la desviación estándar.


71

Fig. 2.1. a) Durómetro universal Ibertest, modelo Durotest DU 250, b) Durómetro Leitz Wetzlar, modelo 4730.

La caracterización mecánica incluyó ensayos de nano-indentación instrumentada. De esta

forma, se midió la dureza de las distintas fases (H) y su módulo elástico (Er) a escala nano

mediante el método de Oliver-Phar [125], utilizando un equipo Triboindenter Hysitron con

módulo MRNP, de acuerdo a la norma ISO 14577-1. Debido al reducido tamaño de las fases,

se aplicó una carga máxima de 165 mN para los carburos y la matriz, y de 2 mN para el grafito,

con el objetivo de mantener el tamaño de impronta cerca de los 5 µm de lado (750 nm de

profundidad). La carga fue aplicada y descargada con rampas de 5 s, manteniéndola aplicada

en su valor máximo durante 2 s. Se midieron al menos 6 puntos sobre los carburos y para la

matriz al menos 6 grillas de indentación. Los ensayos fueron analizados con una calibración del

área del indentador adecuada, en función de la profundidad de contacto obtenida.

2.1.5- Preparación de muestras

Por un lado, las muestras de FN sin carburos fueron procesadas a partir de las placas coladas,

utilizando una mecha de copa para obtener discos con un orificio central taladrado. Por otro

lado, debido a la menor maquinabilidad de la FN con carburos, las muestras fueron obtenidas

por métodos de corte especiales, como electroerosión (obteniendo un disco sin orificio central)

y por chorro de agua. Finalmente, todas las muestras fueron terminadas por arranque de viruta


72

en torno, realizado frenteados en ambas superficies, un cilindrado exterior y una rosca

UNF 9/16-18 sobre un agujero central de 13 mm, Fig. 2.2. Concluido el mecanizado, las

muestras semiterminadas fueron tratadas térmicamente.

Fig. 2.2 Probeta para ensayo de FCR con agujero central roscado.

El tratamiento térmico consistió en un austenizado en mufla eléctrica, Fig. 2.3 a) durante un

tiempo tγ = 60 min a una temperatura Tγ = 910 °C, con atmosfera controlada a través del uso de

una caja de acero inoxidable, con una mezcla de carbonilla y carbonato de bario en su interior,

en proporciones apropiadas para proteger la superficie y evitar su descarburación. Luego, se

realizó un austemperado en baño de sales, Fig. 2.3 b) a dos temperaturas, Ta = 280 y 360 °C,

durante un tiempo ta = 120 min.

Fig. 2.3, a) Mufla eléctrica para el ciclo de austenizado y b) horno de sales fundidas para el austemperado.

a) b)


73

Se utilizaron muestras testigo para evaluar la degradación superficial en el tratamiento térmico.

Posteriormente las muestras fueron rectificadas para remover la región superficial del material

que pudiera haber sido afectada por el tratamiento térmico y para obtener la terminación

superficial adecuada para ensayos posteriores. Finalmente, la superficie fue terminada con lija

al agua grano 100 y su rugosidad superficial controlada con un perfilómetro Taylor Hobson

Surtronic 3+ con una punta de diamante de radio 2 µm y un cut-off de 0.8 mm. Se midieron 6

perfiles por cada variedad de material, reportando el valor promedio y la desviación estándar

de la rugosidad media cuadrática (RMS - Rq).

2.1.6- Ensayos de FCR

La fatiga de contacto por rodadura (FCR) fue evaluada en una máquina de ensayos tipo arandela

plana, Fig. 2.4. En esta configuración, la muestra plana (1), montada por una rosca central sobre

un portamuestras (2), es presionada contra las bolillas (6 mm de diámetro) de un rodamiento

axial tipo 51107 (3), solidario a una junta esférica que compensa diferencias de alineación, y

gira a una velocidad angular fija, bajo condiciones de rodadura pura y lubricación marginal. La

velocidad de rotación de la muestra fue de 1748 rpm, resultando en 1.1 x 106 ciclos de carga

por hora.

Fig. 2.4 La muestra (1) se monta en un porta muestras (2) que le impone un giro a una velocidad (w) y la presiona con una carga (P) contra las bolillas de un rodamiento de empuje axial estándar (3) alojado sobre una junta esférica universal (4) que compensa cualquier desalineación entre el eje de giro de la muestra y el eje del soporte de la contramuestra.


74

La carga de ensayo debe superar un valor umbral a partir del cual se produce la degradación

progresiva del material [56]. Este valor puede determinarse a partir del cociente 𝑝 /𝑘 , donde 𝑘 es el límite elástico cinemático del material obtenido a partir de ensayos de fatiga de bajos

ciclos, por torsión o tracción, Fig. 2.5. En contactos sin fricción, el valor umbral resulta 𝑝 /𝑘 = 4.7 y 𝑝 /kk = 4 para contactos puntuales y lineales, respectivamente [126]. Estos valores

fueron usados como punto de partida, aun cuando en las condiciones de ensayo previstas no

son ideales. De esta forma la carga fue definida apuntando a una relación de 𝑝 /𝑘 = 4,

buscando alcanzar una carga suficiente para generar daño, para todas las variantes de material,

pero sin llegar a un nivel de carga que genere deformación plástica macroscópica en el camino

de rodadura (CR). La carga (P) para ADI fue seleccionada en base a trabajos de otros autores

[111, 127]. Para P = 30 N por bolilla, la teoría elástica determina una presión de contacto

máxima 𝑝 = 1800 MPa y un ancho del CR, 2a = 170 µm. Para la lubricación se utilizó un aceite

ISO VG 100 con filtración magnética. Se buscaron condiciones de contacto, lubricación y

carga, que conduzcan a la interacción de microasperezas, a través de la selección de un factor

λ = ℎ / 𝑅𝑞 + 𝑅𝑞 < 2.

Fig. 2.5 Esquema del ciclo de histéresis y la forma de medir el límite elástico cinemático, 𝑘 .

Cada muestra fue ensayada de forma ininterrumpida hasta la aparición de una falla, spall, en el

CR, Fig. 2.6, momento en que la máquina se detiene al detectar un nivel de vibraciones superior

al nivel de referencia previamente seleccionado.


75

La duración o vida hasta la falla es medida a través de un reloj contador de horas de marcha del

motor, con una aproximación de 0.01 h. Luego, se calcula el número de ciclos de carga

considerando las revoluciones por minuto medidas en el eje de giro de la muestra. Para cada

grupo de muestras (variantes del material) se efectuaron 8 ensayos y, considerando su duración,

se calcularon distribuciones de Weibull estimando las probabilidades acumulativas de falla en

función del número de ciclos de carga, a partir del estimador llamado rangos de mediana.

Luego, los puntos fueron ajustados utilizando una función de Weibull de dos parámetros, y una

regresión lineal resultante de la representación de la función en ejes logarítmicos. Esta

metodología resulta apropiada para ajustar una cantidad de puntos reducida (2-100). Para

evaluar la calidad del ajuste, se utilizó el parámetro R2, que denota cuan representativa es la

distribución calculada sobre los puntos.

Fig. 2.6 Detalle de una falla en el camino de rodadura.

Las huellas de desgaste fueron cuidadosamente examinadas, y sus perfiles transversales

relevados mediante perfilometría, mientras que la totalidad de las fallas fueron examinadas y

fotografiadas, mediante microscopia óptica.


76

2.2- Resultados y discusión

2.2.1- Caracterización del material

Las composiciones químicas de las coladas se listan en la Tabla 2.1, resultando eutécticas en

ambos casos. La microestructura de la FN en condición bruto de colada o as cast, consistió en

nódulos de grafito, inmersos en una matriz compuesta por escasa cantidad de ferrita libre y

mayoritariamente perlita, Fig. 2.7. De acuerdo con la norma ASTM A247 la nodularidad superó

el 80 %, con un conteo nodular (CN) de 320 nod/mm2 y un tamaño de nódulo promedio (TN)

de 18 µm (Nº6, ASTM A247). El contenido de grafito en volumen rondó el 8.5 %.

En la Fig. 2.8, se observa la microestructura de la FNA (as cast). La matriz resultó

completamente perlítica y más fina al compararla con la FN. La nodularidad resultó mayor al

80 %, el CN de 190 Nod/mm2 y un TN de 21 µm (Nº6, ASTM A247). El contenido de grafito

en volumen fue alrededor de 6 %. Luego de atacar las muestras con la solución de persulfato

de amonio, Fig. 2.9, el conteo de carburos rondó el 6.5 %.

Tabla 2.1 Composición química de las placas utilizadas para la fabricación de probetas para FCR (% peso) Fe C Si Mn S P Mg Ni Mo Cu Cr CE

FN Bal. 3.43 2.68 0.5 <0.04 <0.04 0.05 0.62 0.44 0.97 - 4.26 FNA Bal. 3.66 3.01 0.42 <0.02 <0.04 <0.02 0.239 0.313 0.875 1.53 4.5

Fig. 2.7 Microestructura de la FN as cast, nódulos de grafito, ferrita libre y matriz perlítica. Nital 2 %.


77

Fig. 2.8 Microestructura de la FNA as cast, nódulos de grafito, carburos y matriz perlítica. Nital 2 %.

Fig. 2.9 Carburos en la FNA revelados al atacar con la solución acuosa de persulfato de amonio, 10 %, 2 min.

El tratamiento térmico de austemperado a Ta = 280 °C transforma la FN en ADI, en este caso

identificada como ADI280. El tratamiento no afecta el tamaño ni la morfología de los nódulos,

y la matriz transformó en ausferrita fina acicular, característica de la temperatura utilizada para

el austemperado, Fig. 2.10.


78

Fig. 2.10 Microestructura de ADI280, nódulos de grafito inmersos en ferrita acicular.

La FNA fue austemperada a Ta = 280 y 360 °C, obteniendo las variantes CADI280 y CADI360,

cuyas microestructuras se muestran en la Fig. 2.11 y Fig. 2.12, respectivamente. Los nódulos

de grafito no son afectados por el tratamiento térmico y no se observa disolución de los

carburos, debido a la estabilidad que proveen los elementos de aleación [25]. La matriz consistió

en ausferrita de aspecto más grueso y ramificada para el CADI360 y ausferrita acicular para el

CADI280 (similar a la observada para ADI280, Fig. 2.10), microestructuras típicas de las

transformaciones de alta y baja temperatura, respectivamente.

Fig. 2.11 Microestructura de CADI280, matriz ausferrítica de baja temperatura, nódulos de grafito y carburos, Nital 2 %.


79

Fig. 2.12 Microestructura de CADI360, ausferrita de alta temperatura, austenita libre, carburos y nódulos de grafito, Nital 2 %.

El análisis de la microestructura se complementó con las mediciones por difracción de rayos X,

Fig. 2.13, cuyos resultados fueron corregidos considerando el contenido de carburos y grafito

medidos por análisis de imágenes, Tabla 2.2. El contenido de austenita retenida fue máximo

para CADI360 (50 %) seguido por el CADI 280 (37 %) y el mínimo para el ADI280 (27 %).

La diferencia en el contenido de austenita retenida entre el CADI360 y el CADI280 es el

resultado de las diferentes temperaturas de austemperado, Ta. A menor temperatura,

Ta = 280 °C, por un lado, la estructura de la ferrita es del tipo acicular, consecuencia de la

menor movilidad del carbono y, por otro lado, el mayor subenfriamiento promueve una mayor

tasa de nucleación. Para el caso de la diferencia en el contenido de austenita retenida entre

CADI280 y ADI280 se puede adjudicar a la composición química diferente de la matriz, ya que

no todo el contenido de Cr se consume para formar carburos. La diferencia en los elementos de

aleación de las matrices modifica las condiciones termodinámicas para las transformaciones en

estado sólido, conduciendo a diferencias en la cinética de la reacción y en las fases resultantes.

Las microestructuras observadas en las Fig. 2.10, Fig. 2.11 y Fig. 2.12 son consistentes con los

resultados de cuantificación de fases de la Tabla 2.2.


80

Fig. 2.13 Patrón de difracción de rayos X, a) patrón completo, b) detalle de los picos más altos (2θ=41-47°).

Tabla 2.2 Contenido de fases (% vol) resultantes de la técnica combinada difracción de rayos X + análisis de imágenes. Grafito - % Carburos - % Austenita - % Ferrita - %

ADI280 9 0.0 27 64 CADI360 6 6.5 50 37.5 CADI280 6 6.5 37 50.5

También se realizó la caracterización de propiedades mecánicas mediante ensayos de nano-

indentación instrumentada, cuyos resultados para las mediciones de dureza y módulo elástico

se reportan en la Tabla 2.3. El módulo de elasticidad muestra valores similares para las

diferentes matrices y los carburos, del orden de 240 GPa, mientras que el del grafito fue 45 GPa.

Por otro lado, la dureza de las distintas fases también fue medida en escala macro y micro para

cada material, Tabla 2.4. Aunque los valores de dureza medidos a escala micro y nano no son

exactamente equivalentes, el nivel y valores relativos fueron similares según ambos métodos,

siendo mayores las mediciones en escala nano. No se midió la dureza de los carburos mediante

ensayos de microindentación.

La dureza del ADI280 resultó de ~45 HRC, al igual que la del CADI360, mientras que el

CADI280 mostró la dureza más alta, alcanzando los ~50 HRC. La dureza de la matriz de

CADI360 fue de 400 HV0.3, significativamente menor a la de CADI280 con 490 HV0.3, como


81

también a la del ADI280 con 510 HV0.3, sin embargo, tuvo la misma dureza que el ADI280,

debido al refuerzo provisto por los carburos de ~1100 HV.

Tabla 2.3 Dureza y módulo de Young medidos por ensayos de nanoindentación instrumentada. Dureza (HVeq) Desv. Estándar Módulo de Young, E (GPa) Desv. Estándar

ADI280 860 20 240 13 CADI280 890 20 245 10 CADI360 700 50 245 11 Carburos 1200 280 240 30 Grafito - - 45 28

Tabla 2.4 Dureza medida en escala macro y micro. Dureza (HRC) Desv. Estándar Dureza de Matriz (HV0.3) Desv. Estándar

ADI280 45 0.41 510 55 CADI280 50 0.98 490 33 CADI360 45 0.75 400 21


La presión de contacto aplicada, 𝑝 , debe ser suficiente para causar el contacto de

microasperezas y, por lo tanto, promover la microplasticidad y degradación, pero no tan elevada

como para causar plasticidad a nivel macroscópico, lo que en ensayos de FCR se manifiesta

con la formación de protuberancias o apilamiento de material (build up) a lo largo de los bordes

del CR. Si esto sucediera, la geometría de contacto cambiaría significativamente, y con ella la

distribución de presión de contacto, conduciendo a ensayos inválidos. La ausencia de build up

fue verificada realizando perfilometrías perpendiculares al CR, en todos los ensayos. Los

perfiles característicos para probetas de las distintas variantes de material evaluado, Fig. 2.14,

muestran que no se produjo build up en ningún caso y, también, que la plasticidad fue mínima

como se observa en la profundidad de los CR, que resultó miles de veces más pequeña que el

ancho.


82

Fig. 2.14 Perfiles de rugosidad a) antes del ensayo FCR, b) después, mostrando el ancho del CR.

En la Fig. 2.15 se muestran las fallas características de fatiga de contacto de cada variante de

material. Se observa que los spalls son similares en aspecto y dimensiones, indicando un

mecanismo de falla similar, con la nucleación de fisuras a partir del contacto de las asperezas

superficiales, luego propagando debajo del CR hasta el punto donde se forma el spall.

Fig. 2.15 Falla característica de las diferentes variantes de material, a) ADI280, b) CADI360, c) CADI280. Se indica la dirección de rodadura (DR) y el ancho del camino de rodadura (CR) evidenciado por las diferencias de rugosidad.

De cada material se realizaron 8 ensayos para obtener suficientes datos para construir los

diagramas de Weibull, Fig. 2.16, donde se grafica la probabilidad de falla en función del número

de ciclos de carga. Los parámetros de Weibull resultantes se resumen en la Tabla 2.5. El

parámetro R2 superó 0.92 en todos los casos, indicando buenos ajustes.


83

Tabla 2.5 Resumen de las características y los parámetros de Weibull para cada variante de material. 𝜆 HRC CN TN - µm % Graf % Carb 𝐿 𝜼 𝐿. 𝛽 r^2

ADI280 1.36 45 320 18 9 0 32.4 38.5 2.1 0.95

CADI360 1.45 45 190 21 6 6.5 91.2 95.1 8.7 0.94

CADI280 1.42 50 190 21 6 6.5 74.8 87.0 2.4 0.92 CN: Conteo nodular; TN: Diámetro de nódulos

Fig. 2.16 Probabilidad de falla por FCR en función de los ciclos de carga para ADI280, CADI360 y CADI280. p0 ≈ 1.8 GPa, 2a = 370 m (teórico).

2.2.3- Discusión de resultados

Comparando ADI280 (Fig. 2.10) con CADI280 (Fig. 2.11), se midieron valores de dureza del

orden de 45 HRC y 50 HRC, respectivamente, mayor en el segundo caso debido a la presencia

de carburos de refuerzo en una cantidad del 6.5 %v. No obstante, la dureza de las matrices

resultó similar, con valores de 510 HV y 490 HV, respectivamente, debido a que se utilizó la

misma temperatura de austemperado. La mayor dureza del CADI280 mejoró su capacidad de

carga, lo que resultó en un menor daño del CR, como se observa en la Fig. 2.14.

El proceso de falla por FCR se relaciona con la acumulación de microplasticidad, por lo tanto,

se espera una fuerte dependencia con la dureza del material. Al analizar los resultados de los

ensayos de FCR se observa que el CADI280, que posee la mayor dureza (50 HRC), tuvo una


84

vida L50 2.3 veces superior a la del ADI280 tomado como referencia. Sin embargo, si bien el

CADI360 posee la misma dureza que el material de referencia, la vida L50 resultó 2.8 veces

superior. En otras palabras, comparando el CADI360 con CADI280, si bien el primero tuvo

una menor dureza, la vida L50 fue 1.2 veces superior.

Entonces, aunque la dureza es una propiedad dominante en la FCR de materiales homogéneos,

su importancia relativa parece menor en materiales heterogéneos, donde otras características

microestructurales también pueden volverse importantes. Por ejemplo, las inclusiones

frecuentemente actúan como puntos para la nucleación de fisuras en la fatiga de aceros [70, 71],

al afectar el campo tensional local a través de la concentración de tensiones, debida a las

diferentes propiedades mecánicas respecto de la matriz [72, 73].

Considerando otras características de la microestructura, el ADI tiene un CN = 320 nod/mm2 y

el CADI un CN = 190 nod/mm2, es decir 1.7 veces superior en el ADI, pero una vida L50

significativamente más baja. Además, al considerar el tamaño de nódulo se midió, TN ~ 21 m

en el ADI y TN ~ 18 m en el CADI, es decir valores similares, poniendo en evidencia la

importancia del CN en la vida a la FCR. Otros autores también observaron que la vida a la FCR

aumenta con el CN, pero en ese caso acompañada por una disminución de TN [104].

Los primeros estudios relativos a las etapas de iniciación y propagación de fisuras en

FCR [128, 129], fueron realizados para materiales homogéneos, como los aceros templados y

revenidos. Sin embargo, en años recientes se estudió el proceso de falla de materiales con

estructuras heterogéneas, tanto inclusiones elásticas y/o rígidas, como variaciones locales de

las propiedades mecánicas del material [70, 71, 72, 73, 86].

En este sentido, el CADI posee un menor CN con un TN similar, comparado con el ADI,

viéndose reflejado en un contenido de grafito ~30 % más bajo en el CADI, ya que parte del

carbono pasa a formar parte de los carburos. Tanto las inclusiones rígidas (carburos) como las

elásticas (grafito) incrementan la tensión equivalente, pero las segundas poseen un efecto

concentrador de tensión más severo [86], entonces, la diferencia entre las curvas de Weibull del


85

CADI360 y el ADI280 podría justificarse teniendo en cuenta esta característica. De hecho, el

módulo de elasticidad de los carburos (Tabla 2.3) es similar al de la matriz y, por lo tanto, posee

una baja influencia sobre el campo de tensiones en su entorno. Por otro lado, el módulo de

elasticidad del grafito es casi 5 veces menor y, por ello, tiene una gran influencia sobre el campo

tensional en la región cercana al nódulo. Ambas muestras tienen durezas similares y, dejando

de lado la presencia de carburos, tienen el mismo tipo de defecto, nódulos de grafito con el

mismo tamaño promedio. Según el trabajo de N. Raje et al. [130], la vida L y la pendiente de

Weibull (β) pueden relacionarse con la diferencia encontrada en el número de defectos, la

cantidad de nódulos o CN en este trabajo. Al incrementar el número de defectos se obtienen

vidas a FCR más cortas y una menor pendiente de Weibull.

Al considerar la etapa de nucleación en la FCR, los nódulos abiertos a la superficie actúan como

defectos superficiales, incrementando las tensiones de contacto particularmente en sus bordes

[86, 131]. A su vez, los nódulos superficiales o muy próximos a la superficie hacen a las FN en

general, un material poco sensible a defectos extrínsecos, como indentaciones o marcas de

mecanizado, y poseen una baja resistencia a la nucleación de la falla por FCR [105].

Considerando a la fatiga como una falla probabilística, y también que todas las variantes

analizadas poseen un TN similar, es el CN el que domina la probabilidad de iniciación de fisuras

y la vida a FCR.

A pesar de su dureza menor, la vida L50 de las muestras de CADI360 resultó 1.2 veces la del

CADI280. En este sentido, se debe considerar que, bajo condiciones ideales, la mayor parte de

la vida hasta la falla se consume en la etapa de nucleación, ya sea en fatiga por flexión o FCR.

Sin embargo, bajo condiciones no ideales (cuando se produce el contacto de microasperezas),

la duración de la etapa de nucleación disminuye notablemente y, entonces, se espera que la

etapa de propagación tenga mayor preponderancia en la vida total hasta la falla [132].

Al analizar la propagación de la falla, la microestructura de la matriz se vuelve importante. En

estos ensayos el CADI360 con una ausferrita de alta temperatura superó el comportamiento del


86

CADI280 con ferrita acicular. Este desempeño es consistente con el trabajo de Tayanc et al.

[133], donde la ferrita de estructura ramificada o plumosa correspondiente a una ausferrita de

alta temperatura resultó en una mayor vida a la fatiga, comparada con la ferrita acicular. En este

trabajo, esta respuesta podría atribuirse a la diferencia en el contenido de austenita retenida con

50 % para CADI360 y 37 % para CADI280, dado que la austenita no sólo tiene una gran

capacidad de deformación, sino que puede transformar en martensita, tanto asistida por tensión

como inducida por deformación, en particular en inmediaciones de la punta de la fisura [97].

Este comportamiento se ha observado en ADI [134] y se supone que el cambio de 3 a 4 % en

volumen asociado a la transformación incrementa las tensiones residuales compresivas,

favoreciendo el cierre de la fisura y disminuyendo la velocidad de propagación.

2.3- Conclusiones

Las propiedades del material (tenacidad, dureza, etc) influyen de manera diferente sobre el

desempeño de los materiales heterogéneos, como el CADI, sometidos a FCR, comparado

con materiales homogéneos.

La resistencia a la FCR del CADI superó a la de ADI, mejorando la vida un ~300 %. Esto

se atribuye al reemplazo parcial de nódulos, que actúan como sitios preferenciales para la

nucleación de fisuras, por los carburos que refuerzan la matriz.

Tanto las inclusiones de bajo como las de alto módulo elástico provocan efectos negativos

sobre el desempeño a FCR.

Las inclusiones de muy bajo módulo elástico (grafito) o los defectos metalúrgicos como la

porosidad, son muy perniciosas en la vida a FCR, ya que su presencia en la superficie o

muy próxima a ella concentra microplasticidad, asociada a la nucleación de la falla.

Las inclusiones de alto módulo elástico (carburos) perjudican el desempeño a FCR, sin

embargo, su efecto es menor al de las de bajo módulo elástico (grafito). A su vez, la

incorporación de carburos reduce el contenido de grafito, por lo tanto, se espera un balance

óptimo entre el contenido de carburos y de grafito que maximice la vida a FCR .


87

El refuerzo con carburos incrementó la dureza y la capacidad de carga del material.

La mejora encontrada en el desempeño permite ampliar las potenciales áreas de aplicación

del CADI.

Se requiere de un estudio más profundo para determinar la influencia de los diferentes

parámetros microestructurales que influencian la vida a FCR. Con ello sería posible el

diseño microestructural del CADI enfocado en obtener un desempeño óptimo.


88

Capítulo 3 – CADI sometido a FCR, influencia del grafito y los carburos.

A partir de los importantes resultados del Capítulo 2, que muestran el potencial del CADI para

aplicaciones donde la resistencia a la FCR es un requisito importante, surge el interés por

estudiar la influencia de distintas variables microestructurales. En particular, se estudiará el

efecto del contenido de carburo en la vida hasta la falla, cuya variación será promovida a través

del ajuste de la composición química y también mediante el control de la velocidad de

solidificación.



Se seleccionaron cuatro composiciones químicas para obtener CADI, buscando incrementar

gradualmente el contenido de cromo para las primeras tres. Además, en la última colada,

buscando obtener una composición hipoeutéctica, se utilizó un contenido de cromo intermedio,

pero reduciendo el carbono equivalente (CE), Tabla 3.1. Las coladas fueron realizadas en un

horno de media frecuencia con una capacidad de 65 kg, inoculando y nodulizando con FeSi y

FeSiMg, respectivamente, en cuchara con bolsillo de nodulización. En la Tabla 3.1 también se

listan los valores de composición de las muestras ADI280 y CADI360 utilizadas en el

Capítulo 2.

Tabla 3.1 Identificación y composición química de las aleaciones estudiadas.

Identificación Fe C Si Mn Ni Mo Cu Cr CE

ADI280 Bal. 3.4 2.7 0.5 0.6 0.4 1.0 0 4.3

CADI360 Bal. 3.7 3.0 0.4 0.2 0.3 0.9 1.5 4.5

CADI4 Bal. 3.1 2.7 0.7 0.0 0.2 0.6 1.6 3.9

CADI3 Bal. 3.9 3.8 0.6 0.3 0.3 0.7 2.2 5.0

CADI2 Bal. 3.5 3.7 0.5 0.2 0.3 1.0 1.5 4.6

CADI1 Bal. 3.7 3.4 0.6 0.2 0.3 0.9 0.8 4.7

Para incrementar la velocidad de solidificación, se utilizó un molde donde las piezas coladas

son de un tamaño menor a las del Capítulo 2, incrementando la relación superficie/volumen y,

particularmente, reduciendo el espesor a 13 mm. En este sentido, también se consideran los


89

datos del estudio preliminar (ADI280 y CADI360) para no dejar de lado el tamaño de pieza en

la búsqueda de las principales variables que afectan el desempeño del CADI frente a FCR. De

este modo, se obtuvieron discos planos, con una geometría casi final de 70 mm en diámetro y

13 mm en espesor.

Los discos colados fueron mecanizados por arranque de viruta para obtener las probetas

semiterminadas, Fig. 3.1, que posteriormente reciben el tratamiento térmico, consistente en un

austenizado a Tγ = 910 °C durante un tiempo tγ = 60 min. Inmediatamente después, un

austemperado en baño de sales a Ta = 360 °C, durante un tiempo ta = 300 min. Utilizando

atmósfera controlada y procediendo de manera similar a lo descripto en el Capítulo 2. Dado que

los resultados anteriores mostraron una dependencia débil del CADI con el tratamiento térmico,

en este caso se utilizó el mismo tratamiento térmico para todas las variantes de material

estudiadas, prefiriendo el de mayor temperatura de austemperado, ya que mostró la mayor vida

y menor dispersión de resultados en los ensayos FCR.

Fig. 3.1 a) Modelo para la colada de 12 de probetas para ensayo de FCR, b) probeta as cast, c) probeta terminada.

Se rectificaron las superficies con una máquina de eje vertical para remover cualquier alteración

que pudiera haberse introducido en el tratamiento térmico. Finalmente, la rugosidad superficial

fue ajustada utilizando papel abrasivo de carburo de silicio al agua de grano 100, y controlada


90

con un perfilómetro Taylor Hobson Surtronic 3+ con palpador de diamante con un radio de

punta de 2 µm y usando un cut-off de 0.8 mm. Se midieron 6 perfiles por cada variedad de

material reportando el valor promedio y la desviación estándar de la rugosidad media cuadrática

(Rq o RMS), Tabla 3.2.

3.1.2- Caracterización de muestras

El contenido de carburo y de grafito en volumen se midió por microscopía óptica y análisis de

imagen, en un procedimiento similar al del Capítulo 2, conforme a las normas ASTM E1245 y

E2567, definiendo los contornos de las partículas a partir de un nivel umbral apropiado en la

escala de grises. El contenido relativo entre las fases austenita y ferrita no fue caracterizado,

teniendo en cuenta los resultados reportados en el Capítulo 2, donde el tratamiento térmico no

resultó ser una variable significativa en el desempeño de CADI sometido a FCR.

La microestructura fue caracterizada tanto en la condición as cast, como tratada térmicamente,

utilizando microscopía óptica, evaluando también la estabilidad de los carburos durante el

tratamiento térmico.

Se midió la dureza mediante el método Rockwell escala C (sección 2.1.4-), y también a través

de ensayos de microindentación con un durómetro Isotest PMH-1000 con indentador Vickers

y una carga de 300 g (HV0.3), Fig. 3.2. Se realizaron 6 mediciones en cada variante de material,

reportando valores promedio e intervalos de confiabilidad (95 % IC).

Fig. 3.2 Durómetro Isotest PMH-1000.


91


Los ensayos de FCR fueron realizados bajo condiciones similares y en el mismo equipo

descripto en el Capítulo 2. Sin embargo, como la totalidad de las muestras son de CADI y se

esperan vidas más largas, la carga normal fue incrementada a 38 N por bolilla, que resulta en

un p0 = 2.1 GPa y un diámetro del área de contacto 2a = 190 µm, reduciendo potencialmente la

duración de los ensayos. Las condiciones de contacto también buscaron el contacto de

asperezas, con un λ < 2, cuyos valores se listan en la Tabla 3.2.

Tabla 3.2 Rugosidad superficial característica y coeficiente de espesor de película lubricante, , de los materiales estudiados.

Identificación Rq - µm Desviación. Estándar - µm h0 - µm λ λ IC (95 %) CADI4 0.45 0.12 0.6 1.3 0.4 CADI3 0.45 0.08 0.6 1.3 0.2 CADI2 0.5 0.07 0.6 1.2 0.2 CADI1 0.5 0.13 0.6 1.2 0.3

Rq: rugosidad RMS; h0: mínimo espesor de película lubricante; λ: coeficiente de espesor de película lubricante; IC: Intervalo de confiabilidad. Cada probeta fue rodada hasta la aparición del spall, detectado por un acelerómetro, midiendo

la vida hasta la falla y procesando los resultados estadísticamente de forma similar al Capítulo 2.

En este caso, se realizaron 8 ensayos para cada grupo de probetas. Todos los CR fueron

relevados utilizando un perfilómetro y todas las fallas fueron cuidadosamente examinadas por

microscopía óptica.


3.2.1- Caracterización microestructural

Como consecuencia de las altas velocidades de solidificación, la microestructura consistió en

carburos y nódulos de grafito inmersos en una matriz completamente perlítica, Fig. 3.3.

La nodularidad resultó mayor al 80 % para las muestras CADI1, CADI2 y CADI4, y por encima

del 70 % para CADI3. La menor nodularidad de esta última se debe al alto contenido de

carburos y bajo contenido de grafito, conducentes a nódulos pequeños y finamente distribuidos.

La variante CADI1 tuvo la mayor cantidad de grafito libre (5.3 %), luego el CADI4 (3.8 %), el

CADI2 (3.6 %) y la menor fue para el CADI3 (1.8 %), Tabla 3.3. El tamaño de nódulo (TN) se


92

mantuvo entre 11.4 y 16.5 µm, mientras que el conteo nodular (CN) entre 228 y 335 nod/mm2,

Tabla 3.4.

El contenido de carburos de las muestras de CADI3 fue el mayor (34.5 %), luego el CADI4

(13.6 %), el CADI 2 (12.4 %) y el CADI1 (5 %), Tabla 3.3.

Fig. 3.3 Microestructura en bruto de colada de las cuatro variantes de CADI utilizadas. Nódulos de grafito y carburos inmersos en una matriz perlítica fina, a) CADI1, b) CADI2, c) CADI3 y d) CADI4. Nital 2 %.

Tabla 3.3 Cuantificación del contenido de grafito y de carburos por métodos de análisis de imagen y metalográfico.

Identif. Grafito - %v IC (95 %) - %v Carburos - %v IC (95 %) - %v

CADI4 3.8 0.35 13.6 0.4 CADI3 1.8 0.2 34.5 0.4 CADI2 3.65 0.15 12.4 0.7 CADI1 5.35 0.45 5 0.3

%v: Fracción volumétrica, porciento; IC: intervalo de confiabilidad.

Tabla 3.4 Parámetros característicos de los nódulos de grafito.

Identif. TN - m IC TN (95 %) - µm CN - Nod/mm2 IC CN (95 %) - Nod/mm2

CADI4 14.3 0.6 228 19 CADI3 12.3 0.4 246 18 CADI2 11.4 0.3 335 7 CADI1 16.5 0.6 245 19

TN: tamaño de nódulo; CN: conteo nodular; IC: intervalo de confiabilidad


93

Luego del tratamiento térmico, no se observaron cambios en el contenido de carburo (dentro

del margen de error de la medición), mientras que la matriz transformó en una estructura

ausferrítica. Los resultados de las mediciones de contenido de carburo y de grafito,

cuantificados mediante microscopía óptica y análisis de imagen, se listan en la Tabla 3.3. El

contenido de austenita y de ferrita no fue medido, debido a su baja influencia en la vida a FCR,

reportada en el Capítulo 2. Sin embargo, se espera encontrar mayor cantidad de austenita

retenida por el agregado de elementos formadores de carburos como el Cr, los que también son

disueltos en la matriz, afectando la respuesta frente al tratamiento térmico. En este sentido, se

hacen visibles diferencias microestructurales, entre las variantes de CADI, Fig. 3.4. Es posible

observar una mayor cantidad de agujas de ferrita en una matriz más cerrada comparando el

CADI1 Fig. 3.4 a) con el CADI2 Fig. 3.4 b).

Fig. 3.4 Microestructuras formadas por nódulos de grafito y carburos dispersos en una matriz ausferrítica. No se observan diferencias en el grafito y los carburos luego del tratamiento térmico. a) CADI1, b) CADI2, c) CADI3, d) CADI4. Nital 2 %.


94

El análisis de la dureza del CADI muestra que los valores son muy dependientes del contenido

de carburo, en este caso, del tipo M3C (aleado con Cr) que posee una dureza del orden

de ~1100 HV. La máxima dureza resultó la del CADI3 (59 HRC), por su mayor contenido de

carburos. Las variantes CADI2 (12.4 %v de carburos) y CADI4 (13.6 %v de carburos) poseen

una dureza de 56 y 50 HRC, respectivamente, atribuible a las diferentes durezas de sus matrices,

junto con diferencias en las dispersiones de grafito y de carburos. La menor dureza corresponde

al CADI1 (43 HRC), tanto por su bajo contenido de carburos como la baja dureza de la matriz,

Tabla 3.5.

Tabla 3.5 Durezas de las variantes y sus matrices.

Identif. Dureza - HRC IC (95 %) - HRC Dureza de Matriz – HV0.3 IC (95 %) – HV0.3

CADI4 50 0.9 540 20

CADI3 59 0.6 (*) -

CADI2 56 0.9 600 50

CADI1 43 0.8 425 45 (*) Fase muy pequeña para realizar una microindentación; IC: intervalo de confiabilidad.

3.2.2- Respuesta a FCR

En la Fig. 3.5 se presentan fallas características de las diferentes variantes de material. Los

cráteres formados resultaron similares, algunas veces pudiendo inferir el probable punto de

inicio de la falla a partir de su forma. En aceros, cuando se presentan indentaciones o por el

contacto de asperezas, la falla tiene la forma de punta de flecha invertida, apuntando hacía el

origen de la falla. Esto se observa frecuentemente en engranajes y rodamientos, aunque en el

caso de las FN, los nódulos de grafito hacen esta forma característica menos frecuente. Las

fisuras, iniciadas en la superficie, propagan bajo el CR hasta que se alcanza una cierta condición

que conduce al desprendimiento de una partícula, formando el cráter. Todas las fallas poseen

formas similares, sin embargo, las de CADI3 mostraron fallas más irregulares, que además

aparecieron de forma muy temprana.


95

Fig. 3.5 Aspecto característico del spall en los ensayos de FCR. Se indica la dirección de rodadura (DR) y el ancho del camino de rodadura (CR). a) CADI1, b) CADI2, c) CADI3, d) CADI4.

Para verificar la validez de la carga utilizada, y de los ensayos, se relevaron perfiles de

rugosidad en dirección transversal al CR. La carga debería producir el contacto de asperezas y,

por lo tanto, microplasticidad. En la Fig. 3.6 se observa que los perfiles de los CR no poseen

deformación macroscópica, y que la misma se encuentra limitada a la interacción de

microasperezas. Esto se observa a partir de la ausencia de acumulación de material por

deformación plástica en los bordes del CR o build up. A su vez, la profundidad del CR resultó

tres órdenes de magnitud más pequeña que el ancho. Todo esto indica que la presión de contacto

y las tensiones se mantuvieron relativamente invariantes durante el transcurso de los ensayos.


96

Fig. 3.6 Perfiles transversales a los caminos de rodadura (CR). El ancho del CR se indica sobre los mismos. No existe deformación plástica en los bordes del CR (build up).

El análisis estadístico de Weibull para la vida a la FCR permite obtener las curvas de

probabilidad de falla versus el número de ciclos de carga, en este caso para 𝑝 = 2.1 GPa, Fig.

3.7, donde con fines comparativos, se agregaron las curvas correspondientes al ADI280 y al

CADI360 del Capítulo 2 (ensayadas a 𝑝 = 1.8 GPa). Es de suponer que, si el ADI280 y el

CADI360 fueran evaluados a un nivel de carga mayor, la vida esperada sería menor. Dado que

el CADI2 tiene composición química comparable al CADI360, se considera que el incremento

de la velocidad de solidificación resultó beneficioso para la respuesta a FCR, como

consecuencia de una estructura más refinada, menor cantidad de grafito libre y mayor cantidad

de carburos. Los parámetros característicos de Weibull, resultantes de los ajustes, se resumen

en la Tabla 3.6. El parámetro R2 indicó un buen ajuste en todos los casos (R2 >0.9).

Tabla 3.6 Resumen de algunas características microestructurales y parámetros de Weibull.

Características de las muestras Parámetros de Weibull

Identif. λ HRC CN TN % Grafito % Carburo L50(*) IC (90 %) η L63.2 (*) IC (90 %) ß R

CADI4 1.3 50 228 14.3 3.8 13.6 290 54 320 61 3.8 0.92

CADI3 1.3 59 246 12.3 1.8 34.5 1.5 1 2.1 1.5 1.1 0.91

CADI2 1.2 56 335 11.4 3.65 12.4 165 46 190 50 2.6 0.91

CADI1 1.2 43 245 16.5 5.35 5 145 35 165 36 3.1 0.90

(*) TN: tamaño de nódulo (m); CN: conteo nodular (nod/mm2); L50 y η se expresan en ciclos de carga x106; IC: intervalo de confiabilidad.


97

Fig. 3.7 Probabilidad de falla (%) en función de la vida (cantidad de ciclos de carga) para las diferentes variantes de CADI. Condiciones de ensayo: 𝑝 ≈ 2.1 GPa, 2a = 190 µm. Se incluyen resultados del Capítulo 2 (ADI280 y CADI360, 𝑝 ≈ 1.8 GPa, 2a = 170 µm).

En los resultados del Capítulo 2, se demostró que la presencia de los nódulos de grafito es

perjudicial para la resistencia a la FCR. En tal sentido, la introducción de carburos (ya sea a

través del control de la velocidad de solidificación o de la composición química), resultó ser

una estrategia efectiva, no solo para reforzar la matriz del CADI, sino también para reducir el

CN. Esto se vio reflejado en el Capítulo 2, donde se redujo el CN de 320 a 190 nod/mm2, a

través de la adición de carburos al ADI para obtener CADI.

No obstante, en el presente capítulo, no se observó una reducción mayor del CN aumentando

el contenido de carburos como se refleja en la Fig. 3.8 para las composiciones CADI1, CADI2

y CADI3. Sin embargo, un menor contenido de grafito arrojó una respuesta a FCR mejorada,

mientras el contenido de carburos no mostró una influencia directa, Fig. 3.9. En el mismo

sentido, cuando se comparan muestras con contenido de grafito similar, las de menor CN poseen

un mejor desempeño a FCR, Fig. 3.10.


98

Fig. 3.8 Influencia del contenido de carburos en, a) la fracción volumétrica de grafito (referencia ADI280, 0 %carb), b) el conteo nodular.

Fig. 3.9 Influencia del contenido de grafito y el de carburos sobre la vida a FCR. Los puntos negros corresponden al CADI360 y al ADI280 del Capítulo 2.

Fig. 3.10 Influencia del conteo nodular sobre la vida a FCR. Los puntos negros corresponden al CADI360 y el ADI280, resultados del Capítulo 2, con más de 6 %v en volumen de grafito. El CADI2 y el CADI4 presentan ~4 %v. Con cantidades similares de grafito en volumen, menor CN muestra mejor vida a FCR.


99

3.2.3- Discusión

Se ha mencionado que la nucleación de la falla en la FCR se debe a un fenómeno de

microplasticidad cíclica y, por lo tanto, en general la dureza del material se convierte en una

propiedad muy importante. Sin embargo, en este caso, la dureza no influyó de forma

significativa.

A pesar de las importantes diferencias encontradas, la variante de mayor dureza, CADI3 con

59 HRC, fue la que peor desempeño tuvo. En adición, la segunda más blanda, CADI4 con

50 HRC, fue la que mayor vida presentó, seguido por el CADI2, con 56 HRC, con casi la mitad

de su vida, Tabla 3.6. Por otro lado, donde sí se ve reflejada la diferencia de dureza es en los

perfiles transversales a las huellas, Fig. 3.6. El perfil transversal sobre CADI2 prácticamente

no mostró alteraciones en el CR indicando una baja microplasticidad y/o desgaste de

microasperezas, reflejando una alta capacidad de carga. En otras palabras, aunque las muestras

de CADI2 tuvieron una menor vida a la FCR, ofrecen una mayor resistencia a la deformación

plástica (build up) por altas presiones de contacto.

Como se mencionó en el Capítulo 2, cuando las teorías o modelos clásicos para materiales

homogéneos son aplicados a materiales heterogéneos, sobreestiman la vida esperada hasta la

falla. Se observa que en materiales como el CADI (heterogéneos) la dureza pierde importancia

y que otras propiedades o variables microestructurales adquieren importancia [86].

Las inclusiones en los aceros son discontinuidades metalúrgicas que provocan alteraciones

sobre las tensiones y pueden actuar como iniciadores de fisuras [71]. Algo similar ocurre en la

FH, aunque las discontinuidades microestructurales son de mayor tamaño, e incluso puede ser

considerada un material compuesto, con una matriz metálica base hierro, y el carbono en forma

de grafito libre o combinado formando carburos. Por ello, los modelos sobre la influencia de

las inclusiones en el desempeño de aceros sometidos a FCR, no pueden ser aplicados

directamente a FH, pero sí pueden aplicarse algunos principios.


100

En el caso del CADI, se encontró que una menor fracción volumétrica de grafito puede alterar

significativamente la respuesta a FCR, reduciendo las tensiones en la superficie o cerca de la

zona de contacto. En este sentido, la disminución del contenido de grafito, incrementando la

cantidad de carburos, podría considerarse una estrategia para la optimización, sin embargo, se

ha observado que la efectividad alcanza un máximo para luego disminuir, Fig. 3.9.

Por otro lado, la fragilidad inherente del carburo parece afectar fuertemente la vida a la FCR,

lo que se ve reflejado en la vida del CADI3, que resultó dos órdenes de magnitud menor que el

resto de las variantes, Tabla 3.6, a pesar de su elevado contenido de carburo y elevada dureza.

Por lo tanto, los resultados indican la existencia de variables que compiten entre sí, mostrando

la posibilidad de encontrar un balance óptimo entre los contenidos de grafito y de carburos, que

optimice el desempeño a FCR del CADI.

Uno de los parámetros microestructurales de mayor influencia en la vida a FCR resultó ser el

conteo nodular y, por lo tanto, debe ser controlado. Se encontró que, para contenidos de grafito

similares, las muestras con menor CN dieron mejores resultados. También, se observó que la

adición mínima de carburos para transformar el ADI en CADI ya es capaz de reducir el CN, y

que un aumento excesivo del contenido de carburos no reduce el CN.

Para las condiciones experimentales aquí evaluadas, el CADI óptimo podría contener un

3 – 4 %v de grafito, con un CN lo más bajo posible, manteniendo el nivel de carburos por

debajo del 15 %v, en este caso.

Basado en estas consideraciones se diseñó la composición química del CADI4 cómo

hipoeutéctica, resultando en un CN = 228 nod/mm2, casi un tercio menor que el del CADI2 con

CN = 335 nod/mm2, pero con cantidades similares de grafito y carburos. Con estas

características, la vida a FCR del CADI4 fue prácticamente el doble que la del CADI2.

Una vez definida la cantidad de carburo del CADI, es posible reducir aún más el contenido de

grafito aumentando la velocidad de solidificación. Al comparar estos resultados con los del

Capítulo 2, se observa que las piezas coladas más pequeñas, Fig. 3.1, poseen mayor velocidad


101

de solidificación, resultando en estructuras más finas, con menor contenido de grafito, mayor

CN y contenido de carburos. Como consecuencia, sus respuestas a FCR fueron mejoradas, lo

cual, potencialmente permite reducir los elementos de aleación formadores de carburos y, en

consecuencia, el costo de producción. Esta mejora de la vida a FCR con la velocidad de

solidificación también se ha observado en ADI [105].

Por todo lo anterior, se espera una respuesta óptima a FCR para un CADI con una estructura

fina proveniente de altas velocidades de solidificación y de composición hipoeutéctica (para

reducir el conteo nodular). La microestructura debe contener suficiente carburo como para

reforzar la matriz (aumento de dureza) y reducir la cantidad de grafito libre, pero evitando que

el exceso impacte sobre la fragilidad del material.

3.3- Conclusiones

Incorporar carburos a un ADI resulta un método efectivo para mejorar el desempeño a FCR,

incrementando tanto la capacidad de carga cómo la vida a FCR.

La disminución de la %v de grafito del CADI mejora su vida a FCR.

El incremento de la velocidad de solidificación y/o la aleación con elementos formadores

de carburos son estrategias efectivas para reducir la fracción volumétrica de grafito.

La respuesta de la vida a FCR a la adición de carburos sugiere la existencia de un valor

óptimo, sin embargo, cuando el contenido de carburos alcanza un cierto valor, la vida cae

abruptamente.

Disminuir el conteo nodular con contenidos similares de grafito y de carburos incrementa

la vida a FCR.

La incorporación de carburos al ADI para formar CADI, reduce el CN, aunque con

agregados adicionales no se observan reducciones adicionales.

La mayor velocidad de enfriamiento (comparadas con las del Capítulo 2) resulta en menor

contenidos de grafito y en una mayor vida a FCR, con un nivel de aleación más bajo.


102

Bajo las condiciones estudiadas, se observó el mejor desempeño para un CADI

hipoeutéctico con ~3 – 4 %v de grafito con menos de ~15 %v de carburos.


103

Capítulo 4 – Deslizamiento de CADI: Desgaste, fricción e influencia de la velocidad

de solidificación.



El estudio de la relación entre la microestructura del CADI y su respuesta frente al desgaste por

deslizamiento se realizó a partir de muestras con distintas características, en particular variando

el contenido de carburos y de grafito. Con este objetivo se utilizó un molde en forma de placa

prismática con una coquilla o enfriador metálico en el extremo, para aumentar la velocidad de

extracción de calor y generar un gradiente térmico significativo. Esto permite obtener un

abanico de velocidades de solidificación y de microestructuras con la distancia al enfriador. La

geometría y dimensiones de la placa, permitió obtener 2 conjuntos de 4 muestras ubicadas de

forma paralela a la coquilla para ensayos de deslizamiento, y 2 muestras testigo en dirección

perpendicular a la coquilla, que muestran en su microestructura el efecto del gradiente de

velocidades de solidificación, Fig. 4.1. A su vez, se utilizaron 3 composiciones químicas,

seleccionando el contenido de cromo y el carbono equivalente (CE), permitiendo variar de

forma controlada el contenido de grafito libre y de carburos, Tabla 4.1.

Fig. 4.1 Geometría de la placa y ubicación de las muestras perpendiculares y paralelas al enfriador, utilizadas en la caracterización microestructural y frente al desgaste por deslizamiento, respectivamente.


104

Tabla 4.1 Identificación y composición química de las aleaciones estudiadas en el desgaste por deslizamiento.

Identificación Fe C Si Mn S P Mg Ni Mo Cu Cr CE

1CADI Bal. 3.5 3.72 0.51 0.021 0.052 0.034 0.21 0.27 1.00 1.46 4.6 2CADI Bal. 3.95 3.84 0.55 0.024 0.045 0.049 0.27 0.32 0.66 2.23 5.0 3CADI Bal. 3.1 2.66 0.67 0.022 0.023 0.043 0.04 0.17 0.57 1.56 3.9

Para obtener las muestras, se cortaron las placas utilizando el corte por chorro de agua, seguido

de un rectificado para remover las imperfecciones superficiales debidas al corte.

Las muestras y los testigos semiterminados fueron tratados térmicamente con protección sólida

en caja, siendo austenizados a Tγ = 910 °C durante un tiempo tγ = 120 min, seguido de un

austemperado en baño de sales a dos temperaturas Ta = 280 y 360 °C durante un tiempo ta =

300 min.

Luego del tratamiento térmico, las muestras fueron mecanizadas con una rectificadora plana

tangencial, para remover cualquier modificación superficial originada en el tratamiento térmico

y, finalmente, terminadas utilizando papel abrasivo de carburo de silicio al agua grano 100. La

terminación superficial fue verificada en 2 especímenes de cada grupo mediante microscopía

óptica por interferometría de luz blanca, en un equipo Wyko NT9100 Optical Profiling System,

obteniendo un Ra = 0.7 µm con una desviación estándar de 0.2 µm.

Fig. 4.2 Microscopio de barrido por interferometría de luz blanca, Wyko NT9100 Optical Profiling System.


105

4.1.2- Caracterización del material

Luego del tratamiento térmico, se caracterizó el material por microscopía óptica y análisis de

imágenes, evaluando la distribución de carburos y de grafito en función de la distancia al

enfriador. También se relevó el perfil de durezas en función de la distancia a la coquilla por el

método Vickers, con carga de 150 kgf.

El contenido de grafito y de carburos se midió para cada una de las muestras, mediante

microscopía óptica y análisis de imagen en un procedimiento similar al del Capítulo 3,

seccionando una porción cercana a la huella de desgaste, luego de los ensayos.

También, se tomaron 2 muestras por grupo, correspondientes a una distancia aproximada de

13 mm y 38 mm respecto de la coquilla, realizando una cuantificación del contenido de

austenita retenida mediante difracción de rayos X, en forma similar al Capítulo 2. Para el par

de muestras ubicadas a 13 y 38 mm del enfriador de la placa 1CADI, se midió la composición

química de la matriz por EDS, evaluando la influencia de la distancia al enfriador en el

contenido medio de Si y Cr.

4.1.3- Ensayos de deslizamiento

Los ensayos de deslizamiento fueron realizados en un equipo de laboratorio experimental,

desarrollado y construido íntegramente en el Laboratorio de Tribología de la Universidad de

Florida. Este equipo cuenta con un lazo cerrado de control de la carga normal, aplicado sobre

el respaldo de una celda de carga de 6 ejes, combinado con un sistema de guía con rodamientos

lineales precargados. El movimiento se imprime a una placa o base rectangular, pudiendo

montar la muestra indistintamente en la placa móvil o sobre la celda de carga estacionaria. El

equipo es monitoreado por una computadora que, a la vez, recolecta los datos provenientes de

la celda de carga y de un LVDT que mide el desplazamiento de la placa. Para el estudio, la

muestra fue montada sobre la placa móvil, mientras que la contramuestra, una bolilla de acero

SAE 52100 con 62 HRC ~ 740 HV y 25.4 mm de diámetro, fue montada sobre la celda de

carga, Fig. 4.3. Esta disposición permite gran flexibilidad para el aprovechamiento de las


106

superficies, tanto de la muestra cómo de la contramuestra, pudiendo fácilmente rotar la bolilla

para exponer porciones de superficie nuevas y, a la vez, desplazando la muestra para acomodar

tantas huellas de desgaste como fueran necesarias.

Se utilizó una carga normal de 150 N que, de acuerdo a la teoría de Hertz (elástica) para el

contacto puntual, genera una tensión máxima p0 = 1.25 GPa, y un diámetro de contacto inicial

de 2a = 480 µm. La muestra fue desplazada en forma alternativa durante 600 ciclos (cada uno

involucra ambos sentidos de deslizamiento) a una velocidad de 50.8 mm/s, con una carrera de

25.4 mm, conduciendo a una distancia deslizada total de 30.48 m.

Fig. 4.3 Esquema del equipo de ensayos tipo pin on plate, con movimiento de deslizamiento alternativo.

4.1.4- Caracterización de huellas y partículas de desgaste

La topografía de las huellas de desgaste por deslizamiento, Fig. 4.2, fue relevada utilizando un

microscopio de barrido por interferometría de luz blanca a través de una serie de barridos en z,

con desplazamientos automáticos del porta muestras en el plano xy, y la posterior unión

automatizada de los relieves individuales medidos, componiendo un relieve de la superficie

tamaño superior a la de un simple barrido en z, Fig. 4.4.


107

Fig. 4.4 Reconstrucción de una huella de desgaste a partir de la composición de una sucesión de barridos individuales.

Las huellas de desgaste relevadas, tanto de las muestras como de las contramuestras, fueron

analizadas utilizando el software Gwyddion [ 135 ]. Los volúmenes desgastados fueron

calculados considerando el volumen definido por la topografía encerrada entre la huella y una

superficie ajustada a la rugosidad superficial, eliminando las imperfecciones geométricas de las

muestras. Se realizaron tres ensayos para cada grupo de muestras, y se reportan los valores

medidos utilizando una desviación estándar como semi-amplitud del error en los gráficos, para

considerar su representatividad estadística. Por otro lado, el volumen de desgaste de la

contramuestra se consideró definido por la topografía de la huella de desgaste y una superficie

ideal esférica, con su radio igual al de la bolilla.

Además, las huellas de deslizamiento y las partículas de desgaste fueron analizadas utilizando

un microscopio electrónico de barrido Tescan Vega II con EDS Bruker, y un Tescan Vega III.


4.2.1- Caracterización microestructural en función de la distancia al enfriador.

Para la cuantificación del contenido de carburos y los nódulos de grafito, se utilizaron las

muestras tratadas térmicamente a Ta = 280 °C. En la Fig. 4.5 se observa la microestructura de

1CADI a distancias de 10, 30 y 50 mm de la coquilla, observándose las diferencias en el tamaño,


108

distribución y cantidad de nódulos y de carburos, cuyos resultados cuantitativos se presentan

en la Fig. 4.6, junto con los valores de dureza. Si bien las tendencias son similares en todos los

casos, observándose el contenido máximo de carburos en las proximidades del enfriador, su

influencia en el caso de 3CADI no es tan marcada. Con respecto al grafito, en todos los casos

el CN cae abruptamente al alejarse del enfriador, mientras que el TN crece más lentamente, y

en base a ellos, el contenido en volumen de grafito resulta creciente con la distancia al enfriador.

Fig. 4.5 Muestra testigo de 1CADI280, en a), b) y c) distribución de nódulos y en d), e) y f) distribución de carburos, para las distancias 10, 30 y 50 mm al enfriador, respectivamente.


109

La dureza de las muestras tratadas a 360 °C fue superior a la de las tratadas a 280 °C, aunque

la diferencia fue pequeña para 3CADI y, en todos los casos, los valores caen con la distancia al

enfriador. La diferencia observada en la dureza entre las 2 temperaturas de austemperado, es

opuesta a la que supone el tipo de bainita esperada, superior e inferior, a Ta = 360 y 280 °C,

respectivamente.

La matriz de las muestras tratadas a Ta = 280 °C consiste en ausferrita inferior, acicular, con

variaciones en sus morfologías según cada variante de CADI. Por otro lado, las matrices

obtenidas a Ta = 360 °C muestran cierta cantidad de ferrita de aspecto plumoso correspondiente

a una bainita superior, sin embargo, la cantidad de ferrita resulta escasa en todos los casos, Fig.

4.7. En consecuencia, el contenido de carbono en la austenita (%C) no es suficiente para ser

estabilizada y, por lo tanto, una fracción transforma en martensita en el enfriamiento posterior,

en todos los casos (Ta = 360 °C). Mientras que usualmente en ADI un ta < 120 min es suficiente

para que la transformación avance lo necesario, en este caso un ta = 300 min resultó insuficiente

para estabilizar la austenita. El mismo ciclo térmico y las mismas composiciones químicas

fueron utilizados en el Capítulo 3, sin embargo, no se observó la presencia de martensita, como

tampoco un nivel de dureza que indicase su presencia, en ninguna de las aleaciones. Por ello,

en este caso, este comportamiento fue adjudicado a la microsegregación combinada con el uso

del enfriador metálico. Laino [46], observó en CADI una mayor disolución de carburos en las

proximidades del enfriador, indicando que los carburos formados en las proximidades del

mismo resultan menos aleados y por ello menos estables. Esto conduce a una mayor disolución

de carburos y a un contenido de Cr más alto en la matriz, cerca del enfriador. Para obtener una

mayor cantidad de bainita superior, es necesario disminuir Tγ, para obtener un menor %C y

menos estable, que transformará más fácilmente a ferrita en el austemperado, permitiendo un

mayor avance de la transformación bainítica [136].


110

Fig. 4.6 Contenidos de grafito y carburos en volumen, conteo nodular, diámetro promedio de nódulos y durezas, en función de la distancia a la coquilla de las muestras perpendiculares al enfriador.


111

Fig. 4.7 Microestructuras representativas de la matriz para las muestras 1CADI, 2CADI y 3CADI, austemperadas a Ta = 280 C (izquierda) y Ta = 360 C (derecha). Electrones retrodifundidos (BSE), 30 kV, 2500X.

4.2.2- Caracterización microestructural de muestras

El CN, el TN, la dureza, el contenido de grafito y de carburos en regiones cercanas a las huellas

de desgaste se presentan en la Fig. 4.8, y muestran un comportamiento similar al observado


112

para las muestras testigo, Fig. 4.6, aunque con algunas diferencias en la cantidad de grafito y el

CN. En la Tabla 4.2 se presenta el contenido de las fases, como resultado de la combinación

del análisis por microscopía y por difracción de rayos X. Para las muestras tratadas a

Ta = 280 °C, las proporción medida entre fases se condice con la matriz observada y la

composición química. Sin embargo, contrario a lo esperado, las muestras tratadas a Ta = 360 °C

poseen menor cantidad de austenita retenida, confirmando la presencia de martensita, debido al

avance insuficiente de la reacción bainítica, que no alcanza a estabilizar la austenita.

Tabla 4.2 Contenido de fases medido combinando técnicas de microscopía óptica y difracción de rayos X. 280 1CADI 2CADI 3CADI

ADI 13 mm 38 mm 13 mm 38 mm 13 mm 38 mm %v Carburos 21 14 30 35 14 9 0 %v Grafito 7 10 6 6 8 11 11

%v Austenita 22 23 14 10 23 25 13 %v Ferrita + M 50 53 50 49 55 55 76

360 1CADI 2CADI 3CADI

ADI 13 mm 38 mm 13 mm 38 mm 13 mm 38 mm %v Carburos 18 13 35 27 12 10 0 %v Grafito 8 9 4 6 6 8 12

%v Austenita 11 25 4 9 23 21 32 %v Ferrita + M 63 53 57 58 59 62 56

Se realizó un mapeo completo por EDS del contenido de Cr y Si a ~13 y ~38 mm desde el

enfriador, y luego se midió la composición química en diferentes subregiones definidas

manualmente para cubrir el mayor porcentaje posible de la matriz, Fig. 4.9. La dispersión de

los resultados es significativa, ya que las diferentes regiones poseen microsegregación en

diferentes proporciones. No obstante, la tendencia observada en sus valores medios sugiere un

mayor contenido de Cr y menor contenido de Si en la matriz a mayor velocidad de solidificación

(más proximidad al enfriador), variando el Cr de 1.43 a 1.33 % y el Si de 3.55 a 3.75 % en tan

sólo 25 mm (en ambos casos con desviaciones estándar ~0.2 %). Esta tendencia es consistente

con la mayor disolución de carburos en las proximidades del enfriador, ya que son menos

aleados y se encuentra mayor contenido de Cr en la matriz. A su vez, explica el mayor avance


113

de la transformación bainítica, que da lugar a una austenita completamente estabilizada en el

Capítulo 3, utilizando igual composición química y ciclo térmico.

Fig. 4.8 Contenidos de grafito y carburos en volumen, conteo nodular, diámetro promedio de nódulos, y durezas en función de la distancia a la coquilla, en proximidad de las huellas de desgaste.


114

Fig. 4.9 Mapeo por EDS sobre la muestra 1CADI280, en regiones cercanas a la huella de desgaste ubicadas a: a) 13 mm del enfriador, b) 38 mm del enfriador.

4.2.3- Fricción, desgaste y partículas de desgaste

La Fig. 4.10 reporta los valores de tasa de desgaste (TD) para las diferentes variantes de CADI

y condiciones de austemperado estudiadas, en función de la distancia al enfriador. La TD resultó

mínima contra el enfriador, para luego aumentar con la distancia hasta alrededor de 15 a 25 mm,

dependiendo de la variante de material considerada, donde alcanza un máximo. A distancias

mayores TD disminuye, hasta estabilizarse a distancias donde el enfriador ya no ejerce su

influencia en la velocidad de solidificación. Contrario a lo esperado, las muestras tratadas a

Ta = 360 °C resultaron en los valores TD más bajos en todos los CADI, con variaciones entre

los valores mínimo y máximo de hasta ~500 %. Por otro lado, las muestras tratadas a Ta =

280 °C resultaron en valores TD más uniformes, con variación de hasta ~50 % y también menor

diferencia entre las distintas variantes de CADI.

Las tasas de desgaste de las contramuestras (TDC) se presentan en la Fig. 4.11, detectando

desgaste solo en las que deslizaron contra las muestras 1CADI y 2CADI, tratadas a Ta = 360 °C.

Los coeficientes de fricción (µ) se mantuvieron por encima del 0.5, con un máximo de 0.75

para el 2CADI tratado a Ta = 360 °C a una distancia de ~13 mm del enfriador.


115

Fig. 4.10 Tasas de desgaste (TD) medidas en función de la distancia al enfriador, para las diferentes variantes de CADI y a Ta = 280 y 360 C.

Fig. 4.11 Tasas de desgaste de las contramuestras (TDC), según cada grupo de muestras para ambos tratamientos térmicos.

Fig. 4.12 Coeficientes de fricción medios durante los ensayos de desgaste para cada colada y tratamiento térmico.

Las partículas de desgaste presentaron morfologías y composiciones variadas. En la Fig. 4.13

se observan partículas relativamente pequeñas con diferentes grados de oxidación (oxígeno,

celeste) y diferentes granulometrías, en ciertos casos formando aglomerados o partículas de


116

mayor tamaño, como se ve en a). A su vez, en b) se observa una partícula con un contenido de

Cr (identificado en rojo) significativamente mayor al de su entorno, indicando que se habría

originado en la fractura de un carburo de tamaño considerable. Por otro lado, en a), b) y c) se

observan partículas de menor tamaño (<5 m), con alto contenido de Cr, pudiendo ser carburos

fragmentados del desgaste de CADI. En d) se observan partículas originadas en el deslizamiento

de ADI, con ausencia de Cr, aunque, por otro lado, sí se observa la presencia de C (identificado

en azul, grafito), finamente distribuido y en partículas algo mayores, de forma similar a las otros

casos.

Fig. 4.13 los mapeos a) b) y c) corresponden a partículas de desgaste típicas de los ensayos realizados sobre CADI, mientras que la d) corresponde a ADI. En color azulado el C (grafito), en color rojo el Cr (carburos), en celeste O (óxidos).

En las Fig. 4.14, Fig. 4.15 y Fig. 4.16 se presentan las huellas de desgaste y el mapeo de

composición química para las muestras más próximas (~0 mm) y más alejadas (~38 mm) al

enfriador, para ambos tratamientos térmicos. En la parte superior de las figuras se observa la

imagen SEM de electrones retrodifundidos (BSE). En la parte media se observa la presencia

del Cr (identificado en rojo) en carburos, donde por su cantidad la intensidad del color aumenta.

En la parte inferior de las figuras, se observa el mapeo de oxígeno (O, celeste) y el carbono (C,

azul).


117

De acuerdo a la intensidad del color rojo que representa el mapeo de Cr, se observa la presencia

de carburos (rojo). Por otro lado, se observa C en el mapeo (color azul) sobre la superficie de

la huella de desgaste, y también en cavidades nodulares. La cantidad de nódulos de grafito

visible resulta escasa (comparada con el conteo nodular), y está limitada a unas pequeñas áreas

aisladas, debido a que la deformación plástica de la matriz en la huella de desgaste lo oculta y/o

fuerza su salida gradual de las cavidades nodulares.

En todos los casos se observa la presencia de óxidos, frecuentemente mezclados con grafito,

que aparecen como regiones oscuras en las imágenes BSE, a menudo solapados sobre los

carburos, indicando una mayor adherencia sobre ellos. A su vez, se observan cavidades

nodulares alojando grafito, como también mezclas de óxidos con grafito. Por otro lado,

aparecen fisuras sobre la superficie, oblicuas a la dirección de deslizamiento, a menudo

alineadas con carburos. Cuando los carburos se ubican en la dirección del deslizamiento, las

fisuras son menos frecuentes.

En la Fig. 4.16, se observan cavidades, probablemente originadas en la fractura de carburos y

su desprendimiento posterior, las que frecuentemente acumulan partículas de desgaste (óxidos,

grafito, carburos, etc). Todas las huellas muestran surcos, aunque de tamaño muy reducido,

acordes al tamaño de las partículas finas recolectadas. En la Fig. 4.15, la huella a ~38 mm del

enfriador sobre 2CADI tratado a Ta = 360 °C muestra poco daño y un aspecto pulido, con

óxidos y grafito alojados en las marcas de mecanizado y cavidades nodulares abiertas. También

se observa la distribución de carburos en la matriz (imagen BSE), lo que se corrobora a través

del mapeo de composición química.


118

Fig. 4.14 Mapeos de composición química de 1CADI tratado a Ta = 280 y 360 °C, para las muestras a ~0 mm y ~38 mm del enfriador. Cr en rojo, C (grafito) en azul y O (óxidos) en celeste.


119

Fig. 4.15 Mapeos de composición química de 2CADI tratado a Ta = 280 y 360 °C, para las muestras a ~0 mm y a ~38 mm del enfriador. Cr en rojo, C (grafito) en azul y O (óxidos) en celeste.


120

Fig. 4.16 Mapeos de composición química de 3CADI tratado a Ta = 280 y 360 °C, para las muestras a ~0 mm y a ~38 mm del enfriador. Cr en rojo, C (grafito) en azul y O (óxidos) en celeste.

Las muestras tratadas a Ta = 360 °C mostraron una resistencia al desgaste con un

comportamiento clásico, dependiendo principalmente del %v de carburos y la dureza, mientras

que las características del grafito (%v y tamaño de nódulo, TN) no influyeron de forma

significativa, Fig. 4.17.


121

Fig. 4.17 Tasas de desgaste (TD) de las muestras tratadas a Ta = 360 °C, en función de %v Carburos, %v Grafito, dureza (HV150) y el diámetro de los nódulos (TN).

Por otro lado, las muestras tratadas a Ta = 280 °C presentaron un comportamiento menos

relacionado con la dureza, con mayor dispersión en la tasa de desgaste para durezas similares,

Fig. 4.18. Además, el %v de carburos y de grafito, no aparecen como variables significativas

en la tasa de desgaste, mientras que las muestras con menor TN, que está relacionado con una

mayor velocidad de solidificación, presentaron la menor TD.

Fig. 4.18 Tasas de desgaste (TD) de las muestras tratadas a Ta = 280 °C, en función de %v Carburos, %v Grafito, dureza (HV150) y el diámetro de los nódulos (TN).

También se analizó la influencia del conteo nodular (CN), el tamaño de nódulo (TN) y la dureza,

en la tasa de desgaste (TD) de las variantes de CADI tratadas a Ta=280 °C. En el caso de 1CADI


122

se observó que TD disminuye con el aumento del CN, también para 2CADI con menor

variación del CN, mientras que en 3CADI esta tendencia no es tan evidente, Fig. 4.19.

El TN está relacionado con el CN, aunque también depende de otros factores, como el contenido

de grafito, y por ello indirectamente con la velocidad de solidificación y el contenido de

carburos. Para el cálculo del TN se supone que una distribución de nódulos idénticos compone

el % de grafito medido, mientras que el CN se obtiene por análisis de imagen (ASTM E1245).

Sin embargo, se observa que el comportamiento de la TD en función de TN, Fig. 4.20, se

corresponde con el de TD versus CN, Fig. 4.19. En el caso de 1CADI, TD aumenta con TN, de

manera similar a lo observado para 2CADI, y en menor medida para 3CADI. No obstante, la

menor TD se observa para el menor TN, en todos los casos, que corresponden al mayor CN. En

este sentido, considerando la dependencia de TD con CN y TN se observa una influencia similar

por parte del grafito para 1CADI y 2CADI

La influencia de la dureza sobre TD se observa en la Fig. 4.21, mostrando que las tres variantes

de CADI tratadas a Ta = 280 °C son muy dependientes, con variaciones del orden del 100 %

entre los valores mínimos (los de mayor dureza) y máximos. Sin embargo, al comparar las

diferentes variantes de CADI, se observan valores TD similares entre muestras con

hasta ~100 HV de diferencia en dureza. Por ejemplo, las muestras 1CADI con dureza promedio

de ~575 HV150 presentan valores similares de TD que las muestras 2CADI con una dureza

promedio de ~665 HV150.

Por lo tanto, relacionando esto último (TD vs HV), con lo observado para la dependencia de

TD con TN y CN, se observa que, entre las variables microestructurales evaluadas, la resistencia

al desgaste por deslizamiento de CADI tratado a Ta = 280 °C se hace mínima para el menor

TN, el mayor CN y también la dureza más elevada. Sin embargo, no resultó posible disminuir

TD de forma significativa, con un mayor contenido de carburos obtenidos por composición

química, dado que TD resultó similar para todas las muestras más próximas al enfriador, a pesar

de la variación de sus cantidades de carburos, entre 10 y 40 %.


123

Fig. 4.19 Tasas de desgaste (TD) de las muestras tratadas a Ta = 280 °C, por colada, en función del conteo nodular (CN).

2

Fig. 4.20 Tasas de desgaste (TD) de las muestras tratadas a Ta = 280 °C, por colada, en función del tamaño de nódulo (TN).

Fig. 4.21 Tasas de desgaste (TD) de las muestras tratadas a Ta = 280 °C, por colada, en función de la dureza (HV150).


124

En la Fig. 4.22 a) se presenta la tasa de desgaste de la contramuestra TDC (de acero SAE 52100

con 62 HRC = 740 HV), en función de la dureza de las muestras de CADI. Se observa que

cuando la dureza del CADI es menor, los valores TDC son nulos o despreciables, y comienzan

a hacerse notorios cuando la muestra alcanza el nivel de dureza de la contramuestra (~700 HV),

Fig. 4.22 a), para luego continuar creciendo con el incremento de dureza. Esto muestra que

puede mejorarse la resistencia al desgaste del CADI seleccionando adecuadamente la

contramuestra, siendo de interés en aplicaciones que requieran conservar una pieza de mayor

costo a expensas del desgaste de otro componente considerado como de sacrificio. En la Fig.

4.22 b) también se presenta la TD del CADI en función de su dureza, observándose que el peor

comportamiento de CADI es superior en un orden de magnitud al del ADI de mejor desempeño,

para un nivel de dureza similar. Luego, existe un rango de durezas de CADI, entre 550 y 700

HV150, en que las variaciones en TD no son grandes, para luego volver a mejorar al superar

los ~700 HV, punto en el cual también se observa desgaste de la contramuestra.

Fig. 4.22 Tasas de desgaste en función de la dureza del CADI (HV150), a) de contramuestras (TDC) y b) de muestras (TD).

La dependencia del coeficiente de fricción (µ) con el contenido de carburos y de grafito resultó

dispar. El µ del CADI tratado a Ta = 360 °C crece con el contenido de carburos y con menor %v

de grafito, mientras que µ permanece aproximadamente constante, para Ta = 280 °C. Cuando

se analiza la variación de la fricción con la dureza, se observa el mínimo de fricción para el


125

ADI con < 0.5 y ~0.5 tratado a Ta = 360 y 280 °C respectivamente, luego ambos tratamientos

de CADI se mantienen cercanos a ~0.55, para durezas entre ~520 y ~700 HV150. Los valores

de fricción más elevados se observan cuando la dureza del CADI (tratado a Ta = 360 °C) supera

el nivel de dureza de la contramuestra (> 700 HV), produciendo el daño de la misma, con

~0.6 - 0.75.

Fig. 4.23 Coeficientes de fricción medios en función de %v de carburos, %v de grafito y dureza de las muestras (HV150).

El comportamiento de la fricción, en función del contenido de carburos, es opuesto al planteado

como hipótesis de trabajo, no obstante, el tipo de ensayo utilizado es de alta carga y alta

severidad, lo que promueve un daño importante del material. En estas condiciones la fricción

está dominada por las componentes que implican deformación plástica, como el surcado, la

interacción con protuberancias y con partículas de desgaste y el daño de las capas superficiales

(Capitulo 1.13.1). En este sentido, se observó una capa formada por una mezcla de partículas,

mayoritariamente adherida a los carburos, pudiendo resultar en un incremento sobre la fricción

en los ciclos posteriores de deslizamiento con la contraparte, en particular sobre las muestras

tratadas a Ta = 360 °C. Esto es avalado por el incremento observado en el coeficiente de fricción

para mayores contenido de carburos y dureza, ya que promueven un aumento en la generación

de partículas finas vinculadas a la oxidación.

Por otro lado, si bien frecuentemente un coeficiente de fricción elevado viene acompañado de

una mayor tasa de desgaste, en el presente caso se observa que las muestras


126

tratadas a Ta = 280 °C poseen la TD más elevada, pero a su vez, el menor µ. Estos resultados

pueden explicarse si se considera que la mayor velocidad de desgaste es capaz de dejar

expuestos una mayor cantidad de nódulos, cuyo grafito puede lubricar la superficie y disminuir

la fricción. Las muestras tratadas a Ta = 280 °C, en este caso, son las de mayor interés práctico,

porque de ellas se esperan las mejores propiedades, y el mínimo de TD fue similar para todas

las composiciones químicas evaluadas, con la mínima distancia al enfriador, donde TN ~ 10 µm

y el CN máximo.

Para evaluar la fricción en forma más completa deberían realizarse también en ensayos de

fricción de baja carga, en los que el deslizamiento relativo no produce un daño significativo de

las superficies, y la fricción está dominada por la componente de adhesión.

4.3- Conclusiones

El CADI de peor desempeño presentó una tasa de desgaste 1 orden de magnitud superior al

ADI de mejor desempeño.

El uso de coquilla resultó en una cantidad de carburos y de grafito variable con la distancia

(tamaño y distribución) y, por lo tanto, también de la dureza.

La mayor velocidad de enfriamiento afecta la microsegregación, precipitando carburos

menos aleados y, por ende, menos estables. Esto promueve un mayor %Cr en la matriz, que

debe tenerse en cuenta en la selección de los parámetros de tratamiento térmico.

La tasa de desgaste fue mínima en las muestras más próximas al enfriador, las de mayor

dureza.

El CADI tratado a Ta = 360 °C presentó la menor tasa de desgaste, dependientes únicamente

de la dureza, aunque también son las de mayor fragilidad por la presencia de martensita en

su microestructura.

No fue posible disminuir la tasa de desgaste de las muestras tratadas a Ta = 280 °C con el

agregado de carburos por aleación con Cr. La tasa de desgaste fue mínima y similar para


127

las muestras más próximas al enfriador, con contenidos de carburos que variaron entre

10 - 40 %, y diferencias de dureza de hasta ~100 HV

La tasa de desgaste del CADI no resulta fuertemente dependiente de la durezas en el

intervalo de 550 a 700 HV, por encima de este, la contramuestra presenta desgaste y el de

la muestra cae.

Es posible controlar y minimizar la tasa de desgaste de la contramuestra a través de la

selección de un nivel de dureza menor a la misma. De este modo sería posible preservar una

pieza de elevado costo seleccionando el CADI apropiado para concentrar el daño sobre el

mismo.


128

Capítulo 5 – Deslizamiento de CADI: evolución del daño.


En vista de profundizar el estudio sobre el deslizamiento de CADI, se diseñó una variación del

ensayo de implementado en el Capítulo 4.1.3-, con el objetivo de evaluar el mecanismo de daño

y su evolución. Para esto se utilizaron las muestras caracterizadas microestructuralmente en la

sección 4.2.2-, 1CADI, 2 CADI y 3CADI. Entre estas se estudiaron, la muestra más próxima al

enfriador (~0 mm) y la más alejada (~38 mm), identificándolas cómo A y Z, respectivamente.

La identificación de las muestras de CADI y de ADI en función del tratamiento térmico y su

ubicación en la placa, junto con algunas características de la microestructura se listan en la

Tabla 5.1.

Tabla 5.1 Identificación, ubicación, dureza y características microestructurales de las muestras ensayadas.

Identificación Ta Ref. (dist al chill) Dureza (HV150) Grafito (%v) CN (Nod/mm2) TN (µm) Carburos (%v) 1A

280

1CADI280 (0 mm) 596 5.3 300 12 16.2 1Z 1CADI280 (38 mm) 554 10.0 35 42 13.8 2A 2CADI280 (0 mm) 687 2.9 116 11 39.1 2Z 2CADI280 (38 mm) 645 6.0 71 24 34.7 3A 3CADI280 (0 mm) 595 7.0 188 15 16.5 3Z 3CADI280 (38 mm) 542 10.9 45 37 9.2 1A

360

1CADI360 (0 mm) 776 5.8 316 11 13.6 1Z 1CADI360 (38 mm) 705 8.6 58 36 13.1 2A 2CADI360 (0 mm) 880 3.1 123 12 32.8 2Z 2CADI360 (38 mm) 822 5.8 74 22 27.5 3A 3CADI360 (0 mm) 630 9.8 170 16 11.2 3Z 3CADI360 (38 mm) 568 8.0 69 31 9.8

ADI280 280 ADI280 518 11.4 102 33 0

5.1.1- Ensayos de deslizamiento con carrera variable

Los ensayos fueron realizados en las mismas condiciones de contacto que las descriptas en la

sección 4.1.3-. Sin embargo, en este caso, para monitorear la evolución del daño, se realizaron

ensayos de carrera variable, donde la longitud del desplazamiento alternativo fue reducida cada

intervalos de ciclos seleccionados, a lo largo de los 600 ciclos. El ensayo consistió en 4 etapas,

la Etapa I de 30 ciclos con una carrera de 25.4 mm, luego la Etapa II de 60 ciclos con una

carrera de 19.05 mm (75 %), seguido por la Etapa III de 210 ciclos de 12.7 mm (50 %), y


129

finalizando con la Etapa IV de 300 ciclos de 6.35 mm (25 %), Tabla 5.2. Esto resulta en una

huella de desgaste que contiene 4 regiones que sufrieron 30, 90, 300 y 600 ciclos, a su vez, las

partículas de desgaste quedan acumuladas en el extremo de cada longitud de carrera,

correspondiendo a las diferentes etapas, Fig. 5.1.

Tabla 5.2 Procedimiento de los ensayos de carrera variable, ciclos y desplazamientos. Etapa I (EI) Etapa II (EII) Etapa III (EIII) Etapa IV (EIV)

% Carrera 100 % 75 % 50 % 25 % Long Carrera - mm 25.4 19.05 12.7 6.35

Ciclos 30 (0 – 30) 60 (30 – 90) 210 (90 – 300) 300 (300 – 600) Total de ciclos 30 90 300 600

Fig. 5.1 a) Regiones definidas por un ensayo de carrera variable de 4 etapas; b) Disposición implementada para el ensayo de carrera variable comparada con la de un ensayo convencional o de carrera única.

La topografía de las huellas de desgaste fue relevada utilizando un microscopio de barrido por

interferometría de luz blanca (sección 4.1.4-). También, se analizaron las huellas y las partículas

de desgaste mediante microscopía electrónica de barrido (SEM) combinada con EDS.

Además, las huellas de desgaste de cada etapa se subdividieron en 12 sectores, evaluando el

perfil transversal promedio en cada uno. No se consideran los extremos por estar sometidos a

las condiciones propias del cambio de sentido en el deslizamiento. Se calculó la tasa de desgaste

(TD) de cada etapa y su intervalo de confiabilidad (95 %), a través de la diferencia de área entre

la línea media de la rugosidad para la superficies nueva, y los perfiles promedio, Fig. 5.2. El

área por encima del eje de las abscisas corresponde al build up, o protuberancias por

deformación plástica, mientras que el área por debajo corresponde a pérdida de volumen o


130

desgaste. Al considerar el desgaste por unidad de longitud desplazada, es posible simplificar la

distancia resultando una tasa de desgaste por ciclo o específica, Ecuación 5.1.

Ecuación 5.1, Tasa de desgaste promedio. 𝑇𝐷𝑃 = ∗∗ ∗ = ∗ ∗ ; 𝐸𝑇𝐷𝑃 = ∗ ∗

Dónde:

I. 𝑇𝐷𝑃: tasa de desgaste promedio desde el 1er ciclo

II. 𝐴 [m2]: diferencia entre áreas por debajo y por encima de la línea media

III. 𝐿 [m]: longitud de la región asociada a cada etapa

IV. 𝑃 [N]: carga normal

V. 𝑁: ciclos acumulados (se cuenta 1 ciclo cada 1 ida y 1 vuelta, 2L)

VI. 𝐸𝑇𝐷𝑃 y 𝐸𝐴 corresponden al error asociado a 𝑇𝐷𝑃 y a 𝐴

Del mismo modo, es posible calcular la tasa de desgaste para cada etapa, mediante la diferencia

de volumen asociada al perfil promedio de la etapa i y la etapa i-1, Ecuación 5.2.

Ecuación 5.2, Tasa de desgaste asociada a la etapa i. 𝑇𝐷𝑖 = ( )∗∗ ∗( ) = ∗ ∗( ) ; 𝐸𝑇𝐷𝑖 = | | | |∗ ∗( ) con i > 1

Dónde:

I. 𝑇𝐷 : tasa de desgaste de la etapa 𝑖 II. 𝐴 [m2]: diferencia entre el área por debajo y por encima de la media de la rugosidad

III. 𝐿 [m]: longitud de la región de la etapa i

IV. 𝑃 [N]: carga normal

V. 𝑁 : ciclos acumulados (se cuenta 1 ciclo cada 1 ida y 1 vuelta, 2L)

VI. 𝐸𝑇𝐷 y 𝐸𝐴 corresponden al error asociado a 𝑇𝐷 y a 𝐴


131

Fig. 5.2 Ejemplo de la evaluación del volumen de desgaste para el cálculo de TDP, a través de los perfiles transversales promedio, relevados en 12 sectores de una etapa de la huella de desgaste.


5.2.1- Fricción, desgaste y partículas de desgaste

La TDi y el coeficiente de fricción del ADI280 para cada etapa se presentan en la Fig. 5.3. Se

observa una tasa de desgaste mínima en la Etapa IV (EIV), donde la huella formada resulta en

un contacto conforme, incrementando el área de contacto aparente y reduciendo la presión de

contacto. En el mismo sentido, TDi gradualmente decrece con la progresión de ciclos, al

reducirse a la mitad de la EII a la EIII y luego un orden de magnitud al pasar de EIII a EIV, sin

embargo, el TDi de la etapa EI resultó prácticamente la mitad del de EIII y casi la cuarta parte

del de EII. El coeficiente de fricción fue en leve aumento, variando entre µ~0.43 y ~0.52 para

la EI y EIV, respectivamente, mientras que para EII y EIII el µ resultó intermedio, ~0.47.

Fig. 5.3 Tasas de desgaste de ADI (Ta = 280 °C) y su coeficiente de fricción, para las diferentes etapas (intervalos de confiabilidad del TDi de 95 %, el µ se presenta ± desviación estándar de µ).


132

En la Fig. 5.4 se observan los resultados de desgaste (TDi) para todas las variantes de CADI,

Ta, distancia al enfriador y etapas evaluadas. Las TDi resultaron decrecientes, y frecuentemente

máximas en EI o EII, siendo siempre mínimas en la EIV. Sin embargo, las muestras 2CADI,

mostraron un TDi creciente, máximo hacia la EIII y luego mínimo en la EIV para ambos

tratamientos térmicos (Ta = 280 y 360 °C). Las muestras a ~0 mm (A) del enfriador poseen

valores TDi menores que las ubicadas a ~38 mm (Z), para todas las variantes de CADI, en cada

una de las etapas evaluadas. Se observa una variación de un orden de magnitud entre el TDi

máximo y el mínimo a lo largo de las diferentes etapas, particularmente para 2CADI a

Ta = 360 °C, donde TDi es despreciable en la EIV. A su vez, al comparar el TDi del CADI, ya

sea tratado a Ta = 280 o 360 °C, con el del ADI280 se observa una diferencia de 1 orden de

magnitud en cada etapa, reflejado en la escala del gráfico (10-6 y 10-7 mm2/N para el ADI y el

CADI respectivamente).

Fig. 5.4 Tasas de desgaste de 1CADI, 2CADI y 3CADI a 0 mm (A) y 38 mm (Z) del enfriador, para Ta = 280 y 360 C, y las diferentes etapas evaluadas (intervalos de confiabilidad de 95 %).

También se analizó la influencia de la dureza en la tasa de desgaste, TDi, en todas las muestras

y las diferentes etapas. La dureza de las muestras tratadas a Ta = 360 °C resultó de gran


133

importancia para todas las etapas, observándose que TDi decrece con la dureza, Fig. 5.5, en

coincidencia con el incremento del contenido de carburos y menor contenido de grafito. Se

observó una tendencia similar para las muestras tratadas a Ta = 280 °C, para EI y EII, Fig. 5.6,

mientras que para EIII y EIV los resultados fueron más dispersos. En EIII y EIV, el CN resultó

de mayor influencia sobre TDi que el resto de parámetros, Fig. 5.7, puede compararse este

comportamiento con el de las tratadas a Ta = 360 °C, dónde el CN no tiene una influencia

directa, sino que mayores conteos nodulares implican mayores enfriamientos y por ende mayor

contenido de carburos y dureza, Fig. 5.8.

Fig. 5.5 Variación de la tasa de desgaste para las diferentes etapas, en función de la dureza de las muestras tratadas a Ta = 360 °C (intervalos de confiabilidad de 95 %).

Fig. 5.6 Variación de la tasa de desgaste para las diferentes etapas, en función de la dureza de las muestras tratadas a Ta = 280 °C (intervalos de confiabilidad de 95 %).


134

Fig. 5.7 Variación de la tasa de desgaste para las diferentes etapas, en función del conteo nodular (CN) de las muestras tratadas a Ta = 280 °C (intervalos de confiabilidad de 95 %).

Fig. 5.8 Variación de la tasa de desgaste para las diferentes etapas, en función del conteo nodular (CN) para Ta = 360 °C (intervalos de confiabilidad de 95 %).

El relevamiento de la fuerza de fricción permitió determinar que el coeficiente de fricción

resultó menor para las muestras tratadas a Ta = 280 °C, y que se estabiliza más rápidamente,

resultando en valores casi constantes (~0.55) a partir de la etapa II, Fig. 5.9. Por el contrario,

las muestras tratadas a Ta = 360 °C presentaron el coeficiente de fricción más alto, y creciente

con las etapas de ensayo, desde ~ 0.4 para EI hasta µ ~ 0.7 para EIV.


135

Fig. 5.9 Coeficiente de fricción de 1CADI, 2CADI y 3CADI a 0 mm (A) y 38 mm (Z) del enfriador, para Ta = 280 y 360 C, y las diferentes etapas evaluadas (µ se presenta ± desviación estándar de µ).

La dependencia del coeficiente de fricción con la dureza se muestra en las Fig. 5.10 y Fig. 5.11.

Las muestras tratadas a Ta = 360 °C mostraron valores ~0.4 para EI y ~0.5 para EII,

prácticamente invariantes con la dureza, mientras que para EIII y EIV la fricción tiende a subir

con la dureza hasta alcanzar ~0.7 para las muestras de mayor dureza, Fig. 5.10. En cambio,

las muestras tratadas a Ta = 280 °C presentaron un coeficiente de fricción decreciente con la

dureza para la EI, mientras que en etapas posteriores resultó casi independiente, Fig. 5.11, con

~0.5 – 0.55.

Fig. 5.10 Variación del coeficiente de fricción promedio de cada etapa, en función de la dureza para Ta = 360 °C (intervalos de confiabilidad de 95 %).


136

Fig. 5.11 Variación del coeficiente de fricción promedio de cada etapa, en función de la dureza para Ta = 280 °C (intervalos de confiabilidad de 95 %).

En la Fig. 5.12 se presentan las partículas de desgaste generadas por la muestra 3A tratada a

Ta = 280 °C, recolectadas al final de la carrera en cada etapa de ensayo, Fig. 5.1. El análisis

EDS permite observar la presencia de oxígeno (celeste), carbono (azul) y cromo (rojo) en las

partículas de todas las etapas. A su vez, se encontró mayor cantidad de partículas de

tamaño >100 µm en EI, en la EII entre ~30 – 50 µm, decreciendo en tamaño y aumentando en

número en las EIII y EIV, encontrando partículas finas (< 5 µm) y, en menor medida, tamaños

intermedios (10 – 20 µm).

Fig. 5.12 Partículas de desgaste de las diferentes etapas sobre la muestra 3CADI a 0 mm (A) del enfriador, tratada a Ta = 280 °C. Imágenes de BSE con mapos de EDS superpuestos. En azul el carbono (grafito), en rojo el cromo (carburos) y en celeste oxígeno (óxidos)


137

Durante el proceso de desgaste, la huella sobre el ADI280 muestra una cantidad limitada de

óxidos en EI y una cantidad creciente en etapas posteriores, Fig. 5.13. La presencia de grafito

en las cavidades nodulares sugiere que los nódulos no se desprenden con facilidad, sino que

van gradualmente siendo consumidos por el deslizamiento. Las cavidades nodulares van

quedando enmascaradas por la deformación plástica de la matriz con el aumento de los ciclos

o etapas. Se observan marcas de surcado e indicios de deformación plástica sobre la huella en

todos los casos, aunque de forma más acentuada en las primeras dos etapas.

Fig. 5.13 Huellas de desgaste de ADI280 para 30, 90, 300 y 600 ciclos completados. Imágenes de BSE con mapeos de EDS superpuestos, en azul el carbono (grafito), en celeste el oxígeno (óxidos).

En la Fig. 5.14 se presentan las huellas de desgaste de 1A y de 3A tratadas a Ta = 280 °C. Al

compararla con la Fig. 5.13 de ADI280, se observa la misma tendencia en el incremento de la

cantidad de óxidos en EIII y EIV, sin embargo, ya desde EI se observa mayor cantidad de

óxidos. En oposición a lo observado en ADI280, no se observan en abundancia marcas

características de surcado, aunque si se observa un surco en 3A para EI en una región donde el

mapeo por EDS sugiere una menor densidad de carburos. En el mismo sentido, se observan

fisuras de reducido tamaño, frecuentemente sobre carburos (revelados por EDS) para EI y EII

en el caso del 1A, disminuyendo la cantidad con los ciclos de deslizamiento. Contrariamente,

el 3A no presenta fisuras en EI, mostrando recién en EII y disminuyendo su cantidad hacia EIII


138

y EIV, mostrando mayor deformación plástica en EI. La disminución en la cantidad de fisuras

hacia las últimas etapas se asocia a la caída de la presión de contacto, debido al aumento del

área de contacto por desgaste, reduciendo la severidad del desgaste. Esto promueve un daño

con mayor influencia de la oxidación, y la generación e interacción con partículas de desgaste

más finas. En todos los casos se mantiene grafito en las cavidades nodulares, indicando un

consumo gradual durante el proceso de desgaste, y también se detectó grafito mezclado con los

óxidos.

Las imágenes de BSE revelan algunas regiones más obscuras, y en particular con mucho

contraste hacia las últimas etapas, frecuentemente superpuestas con carburos (revelados por

EDS), sugiriendo una adherencia preferencial sobre los mismos. El mapeo por EDS sugiere una

composición de óxidos y carbono para estas regiones pudiendo contribuir a una reducción en

la severidad del desgaste. A partir de la EII aparecen algunos patrones en la topografía y fisuras

originados en los nódulos, particularmente cuando se encuentran próximos entre sí como se

aprecia en 1A en EIII y EIV.

En la Fig. 5.15 se presentan las huellas de 1Z y 3Z tratados a Ta = 280 °C. La huella en 1Z

presenta fisuras a partir de EII, primero cortas y frecuentemente llenas de óxidos (similares a

las observadas en 1A, Fig. 5.14), y en etapas posteriores crecen en extensión. Se observa la

formación de regiones cubiertas de una capa formada por una mezcla de óxidos y grafito, que

frecuentemente coincide con los carburos (detectados por EDS) indicando una mayor

adherencia de esta capa sobre los carburos. En la huella de 3Z, EIII y EIV, a Ta = 280 °C, se

aprecian fisuras originadas en cavidades nodulares alcanzando longitudes del orden

de ~100 µm.

Por otro lado, la muestras 1A y 3A tratadas a Ta = 360 °C, Fig. 5.16, no muestran indicios de

deformación plástica por surcado, a diferencia de las muestras tratadas a Ta = 280 °C. Sin

embargo, aparecen fisuras de tamaño reducido, cargadas de óxidos, y también

desprendimientos de material originados en la interacción con las cavidades nodulares, las


139

cuales aún contienen grafito. Ambas muestras presentan regiones cubiertas por una mezcla de

óxidos y grafito, que coinciden frecuentemente con carburos de la matriz (revelados por EDS),

pero a diferencia de las tratadas a Ta = 280 °C, estas regiones se observan desde la E1,

haciéndose cada vez más visibles en etapas siguientes. La Fig. 5.17 muestra las huellas sobre

1Z y 3Z tratadas a Ta = 360 °C. Presentan un comportamiento similar a las muestras 1A y 3A,

por un lado, sin indicios de deformación plástica y, por otro lado, también formando regiones

cubiertas con una mezcla de óxidos y de grafito sobre los carburos como en las fisuras y

cavidades superficiales, aunque haciéndose evidente a mayores ciclos que las 1A y 3A. Esto es

consistente con la mayor TD observada para las muestras más alejadas del enfriador.

Las muestras tratadas a Ta = 360 °C resultaron en TDi menores vinculados a la elevada dureza,

resultando en µ más altos, en este sentido, la muestra 2A alcanzó el mínimo TDi en EIV y el

máximo µ observado, pudiendo relacionarlo con la huella de desgaste alcanzando menor

cantidad de nódulos de grafito. A su vez, las huellas de las tratadas a Ta = 360 °C muestran el

establecimiento de capas adheridas preferencialmente sobre carburos en etapas más tempranas,

a diferencia de las tratadas a Ta = 280 °C que muestran mayor deformación plástica, y mayor

desgaste, alcanzando una mayor cantidad de nódulos, reduciendo el µ. Las TDi y el µ de las

muestras más próximas al enfriador (1A ,2A ,3A), tratadas a Ta = 280 °C resultaron muy

similares y poco dependientes de la composición química, mostrando una mayor influencia por

parte de la velocidad de enfriamiento. Por otro lado, las más apartadas del enfriador (1Z, 2Z, 3Z)

presentaron diferencias importantes en TDi con la composición química, presentando el

mínimo para el mayor contenido de carburos.


140

Fig. 5.14 Huellas de desgaste de 1CADI y 3CADI a 0 mm del enfriador (A), Ta = 280 °C, para 30, 90, 300 y 600 ciclos completados. Imágenes de BSE con mapeos de EDS superpuestos, en azul el carbono (grafito), en rojo el cromo (carburos), en celeste el oxígeno (óxidos).


141

Fig. 5.15 Huellas de desgaste de 1CADI y 3CADI a 38 mm del enfriador (Z), Ta = 280 °C, para 30, 90, 300 y 600 ciclos completados. Imágenes de BSE con mapeos de EDS superpuestos, en azul el carbono (grafito), en rojo el cromo (carburos), en celeste el oxígeno (óxidos).


142

Fig. 5.16 Huellas de desgaste de 1CADI y 3CADI a 0 mm del enfriador (A), Ta = 360 °C, para 30, 90, 300 y 600 ciclos completados. Imágenes de BSE con mapeos de EDS superpuestos, en azul el carbono (grafito), en rojo el cromo (carburos), en celeste el oxígeno (óxidos).


143

Fig. 5.17 Huellas de desgaste de 1CADI y 3CADI a 38 mm del enfriador (Z), Ta = 360 °C, para 30, 90, 300 y 600 ciclos completados. Imágenes de BSE con mapeos de EDS superpuestos, en azul el carbono (grafito), en rojo el cromo (carburos), en celeste el oxígeno (óxidos).


144

5.3- Conclusiones

La tasa de desgaste disminuye con la dureza en todas las etapas para las muestras tratadas

a Ta = 360 °C.

Para las muestras tratadas a Ta = 280 °C, la tasa de desgaste decrece con la dureza en las

primeras 2 etapas, sin embargo, en etapas posteriores la velocidad de enfriamiento parece

controlar el desgaste a través del CN y el TN.

El desgaste del CADI resulta un orden de magnitud menor al del ADI en todas las etapas.

La plasticidad presente en EI y EII conduce a la generación de fisuras en la matriz, sin

embargo, en las etapas posteriores, con la caída de la presión de contacto, el mecanismo se

torna oxidativo y abrasivo.

Así como en la FN o el ADI, también en el CADI el grafito actúa como lubricante. Se

detectó su presencia en todas las etapas, tanto sobre capas de transferencia como en

cavidades nodulares.

El coeficiente de fricción decrece con el incremento de la tasa de desgaste que alcanza

mayor cantidad de grafito en el proceso de desgaste.

Las menores tasas de desgaste se observaron junto con la formación de capas compuestas

por una mezcla de partículas finas de óxidos y grafito, frecuentemente adheridas sobre

carburos presentes en la superficie.

Los carburos alineados con la dirección de deslizamiento fueron refuerzos más efectivos,

presentando menor cantidad de fisuras y desprendimientos.

Los nódulos en la superficie actúan como sitios de iniciación y coalescencia de fisuras y

surcos cuando el mecanismo presenta plasticidad suficiente (elevadas tensiones de contacto

asociadas a las primeras etapas).

Las partículas de desgaste son de mayor tamaño y menor oxidación en las primeras etapas

(elevadas tensiones de contacto y plastificación), mientras que se presentan partículas de


145

menor tamaño y mayor oxidación en las etapas de mayor número de ciclos (menores

tensiones de contacto).

Las muestras más próximas al enfriador tratadas a Ta = 280 °C respondieron de forma

similar con una baja influencia de la composición química. Opuestamente, las más alejadas

del enfriador presentaron una gran influencia de la composición química.


146

Conclusiones Generales

Debido a las características microestructurales del CADI, se plantearon hipótesis respecto de

su posible comportamiento cuando el material es expuesto a mecanismos de desgaste que no

habían sido considerados en la bibliografía. Por un lado, la presencia de carburos como refuerzo

de la matriz podría aumentar la capacidad de carga y con ello la vida a la fatiga de contacto.

Por otro lado, los mismos carburos pueden mejorar la resistencia a la adhesión (desgaste por

deslizamiento), gracias a su incompatibilidad microestructural con las fases típicas de los aceros

contra los que desliza.

Ahora se disponen de los primeros resultados relativos al comportamiento de CADI frente al

desgaste por fatiga de contacto y al desgaste por deslizamiento. En ambos casos las expectativas

para desarrollos futuros son alentadoras.

Desgaste por Fatiga de Contacto por Rodadura

Se diseñaron FN con carburos apropiadas para ser tratadas térmicamente por austemperado para

su aplicación en elementos sometidos a FCR y también para piezas con deslizamiento.

Los resultados de los ensayos de FCR arrojaron una mejora importante en la vida hasta la falla

de CADI por sobre la de ADI, sustentada en el refuerzo que provee el refuerzo con carburos.

Se encontró una metodología para la optimización de la vida a FCR de CADI, controlando el

contenido de carburos, de grafito y el CN, a través del diseño de molde, selección de la

composición química, etc.

Se mejoró la vida a la FCR del CADI más de un 300 % incluso con mayores cargas de contacto

con respecto a la aleación de CADI de partida.

Si bien se observó que la vida hasta la falla aumenta con el contenido de carburo, también se

encontró que la cantidad de fase de refuerzo posee un valor óptimo, más allá del cual la vida

cae, hasta hacerlo abruptamente para un contenido de carburo del orden de 34 %, en las

presentes condiciones experimentales.


147

Desgaste por Deslizamiento

Se prepararon aleaciones especiales para evaluar el desgaste por deslizamiento, que incluyen

distintas composiciones químicas y el uso de un enfriador en el molde que permite obtener un

gradiente continuo de velocidades de solidificación. Esto hace posible evaluar el

comportamiento tribológico para un abanico de microestructuras.

El análisis de la microestructura expuso que la aleación de la FN junto con el uso de velocidades

de solidificación elevadas, para la precipitación de carburos, puede comprometer la

austemperabilidad del material, retrasando y ampliando la ventana de transformación de manera

significativa, como también limitando la precipitación de ferrita, obteniendo la transformación

parcial en martensita en el enfriamiento. Esto se produce porque parte de los elementos de

aleación son disueltos en la matriz de la FN.

Se evaluó el comportamiento del CADI frente al desgaste por deslizamiento, encontrando la

dependencia con distintas variables microestructurales, en particular, el contenido de carburos

y el contenido de grafito, considerando en este caso el conteo nodular y el tamaño de nódulo.

El CADI presentó una mejora de un orden de magnitud sobre el ADI en condiciones de

deslizamiento en seco, aunque con un coeficiente de fricción algo más elevado.

Las microestructuras que presentaron un buen desempeño a FCR y deslizamiento resultaron

similares, y por ello, es posible obtener un CADI que presente buenas propiedades mecánicas,

combinadas buenas propiedades tribológicas, una excelente vida a la FCR y buena resistencia

a condiciones de deslizamiento en seco.


148

Anexo: Listado de publicaciones y trabajos presentados en congresos relacionados

con el desarrollo de esta tesis doctoral

Publicaciones con referato

D.I. Pedro, A.D. Mandri, R.C. Dommarco, “Optimization of the rolling contact fatigue (RCF) performance of carbidic austempered ductile iron (CADI)”, Tribology International 143 (2020) pp. 106076 (https://doi.org/10.1016/j.triboint.2019.106076). D.I. Pedro, R.C. Dommarco, “Rolling contact fatigue resistance of Carbidic Austempered Ductile Iron (CADI)”, Wear 418–419 (2019) pp. 94-101 (https://doi.org/10.1016/j.wear.2018.11.005). D.I. Pedro, S. Laino, R.C. Dommarco, “Estudio del comportamiento de fundición CADI sometida a FCR”, Matéria (Rio de Janeiro) 23(2) e12071 Epub July 19 (2018) (https://dx.doi.org/10.1590/s1517-707620180002.0407)

Publicaciones en preparación

The sliding wear behavior of Carbidic Austempered Ductile Iron: influence of solidification speed and heat treatment. Friction and wear evolution of Carbidic Austempered Ductile Iron under dry sliding conditions. Rolling Contact Fatigue failures of Carbidic Austempered Ductile Iron. Influence of graphite and carbide particles.

Trabajos presentados en congresos

D.I. Pedro, A.D. Mandri, R.C. Dommarco, “The influence of microstructural characteristics on CADI rolling contact fatigue life”, 3rd International Brazilian Conference on Tribology – TriBoBR 2018, Florianópolis, Brazil. D.I. Pedro, M. Gentili, R.C. Dommarco, “The sliding wear behavior of Carbidic Austempered Ductile Iron”, 3rd International Brazilian Conference on Tribology – TriBoBR 2018, Florianópolis, Brazil. D.I. Pedro, R.C. Dommarco, “Reconstrucción 3d de un cráter de fatiga de contacto en fundición nodular austemperada con carburos”, 4° International Workshop of Tribology TRIBaires 2017, Ciudad Autónoma de Buenos Aires, Argentina. D.I. Pedro, S. Laino, R.C. Dommarco, “Estudio del comportamiento de fundición CADI sometida a FCR”, 16º SAM-CONAMET 2016, Córdoba, Argentina.


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Referencias

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