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Hierros Aleados Resistentes al Desgaste

Enviado por lazaro Pino



  1. Resumen
  2. Hierro fundido. Clasificación.
  3. Hierros de elevada aleación.
  4. Hierro fundido aleado resistente al desgaste abrasivo.
  5. Otros trabajos realizados en la búsqueda de elevar la resistencia al desgaste abrasivo en los hierros fundidos.
  6. Efecto de los elementos de aleación en el hierro fundido.
  7. Clasificación de los mecanismos de desgaste.
  8. Maquinabilidad en el hierro fundido
  9. Conclusiones

RESUMEN:

En el presente trabajo se presenta un estudio de la literatura relacionada con la producción de hierros aleados resistentes al desgaste y se tratan aspectos relacionados con la composición química, estructuras y propiedades de los mismos, con el objeto de dar una orientación en la obtención de materiales que respondan a determinadas aplicaciones relacionadas con el desgaste abrasivo.

Palabras claves. Hierros aleados, desgaste abrasivo, maquinabilidad

HIERRO FUNDIDO. CLASIFICACIÓN.

La industria de la producción de hierro fundido es una de las principales a nivel internacional. Anualmente son producidas piezas que son ensambladas y empleadas como componentes de equipos y maquinarias. La producción de hierro fundido es el triple al resto de las producciones de metales ferrosos y no ferrosos juntos, superado solo por la producción de acero laminado según datos obtenidos en (http://www.turkdokum.com/turkishfoundryindustry.htm) y en (Censo de Fundición del Mundo, 1990.)

El término de hierro fundido es aplicado a una familia de aleaciones ferrosas que contienen más del 2% de carbono. Incluye al hierro gris, maleable, dúctil (conocido como nodular por algunos autores), blanco, con elevado nivel de aleación y con grafito compacto, según varios autores entre los que se encuentran (Walton, 1981, Guirshovich, 1966, otros).

El hierro gris es el más empleado, con una producción anual superior al resto de los metales fundidos. La presencia de grafito laminar, señala (Eugenio Pages, 2000) le proporciona características como la baja resistencia a la tracción, al impacto y a la abrasión. Sin embargo presenta propiedades excelentes como la colabilidad, facilidad para el maquinado y la amortiguación de vibraciones .

Con el objetivo de mejorar la baja resistencia a la tracción del hierro gris, fue inventado el hierro maleable, el cual se obtiene por tratamiento térmico del hierro blanco y donde el grafito aparece en forma de nódulos, pero el costo de estas producciones es muy superior al del hierro gris. En la búsqueda del aumento del módulo de elasticidad del hierro surgió hace relativamente pocos años el hierro esferoidal, al cual muchos autores le llaman hierro dúctil, por el incremento que sufre esta propiedad. Sin embargo estas aleaciones no son las más empleadas en el caso donde las piezas producidas son empleadas en condiciones donde predomina el desgaste abrasivo, donde el hierro blanco presenta un mejor comportamiento y aún superior los hierros de elevada aleación, pero estos últimos tienen el gran inconveniente de ser prácticamente no maquinables.

HIERROS DE ELEVADA ALEACIÓN.

(Walton, 1981, Petty, 1968, ASTM A 352 y otros) clasifican a los hierros de elevada aleación como un grupo independiente de aleaciones de hierro fundido, donde las propiedades dependen directamente de la influencia de los elementos de aleación. En estas aleaciones de hierro fundido, el contenido de aleación está bien por encima del 4% y consecuentemente no pueden ser producidos por aleación en cuchara, como el resto de las aleaciones conocidas. Ellos usualmente son producidos en fundiciones con equipamiento especializado para producir hierros de elevada aleación. Sin embargo esta afirmación es solo aplicable cuando la suma total de los elementos de aleación está muy por encima de 4%.

(Petty,1968, Sy, 1959, Krause, 1969 y muchos otros, entre los que se encuentra un artículo 10 de Key-to Steel, 2000) señalan que los elementos como el cobre y el níquel tiene un efecto grafitizante durante la transformación eutéctica, sin embargo durante la transformación eutectoide dificultan la difusión del carbono promoviendo la formación de carbono combinado; mientras otros elementos como el cromo y el molibdeno son formadores de carburos y aumentan su estabilidad. El manganeso favorece la formación de carbono combinado, además de tener una afinidad especial con el azufre, lo cual le proporciona una aplicación insustituible.

Otro efecto de estos elementos es conducir el proceso de solidificación según los mecanismos de transformación de la austenita en perlita, bainita o martensita y de ahí la formación de diferentes microestructuras.

Petty, 1968 y en un sitio de la Key-to-steel, 2000 señala que entre los hierros de elevada aleación se destacan:

  • Los hierros aleados con níquel: los cuales deben ser templados para ser usados en aplicaciones donde predomine el desgaste abrasivo. Su matriz es austenítica. Un material típico de este grupo es el Ni-Resist resistente a la corrosión y al calor.
  • Los hierros aleados con cromo: presentan elevada dureza y resistencia al desgaste abrasivo. Este tipo de hierro aleado es muy poco maquinable.
  • Aleados con cromo y níquel: entre este tipo de hierros se destaca el Ni-Hard, el cual presenta una matriz martensítica con carburos del tipo (Fe,Cr)3C, con durezas elevadas, pero con una maquinabilidad muy limitada.
  • Aleados con molibdeno: el molibdeno es el endurecedor más efectivo del hierro fundido. Se emplean niveles de 1% generalmente y provoca la formación de estructuras aciculares con una elevada dureza, lo cual limita considerablemente su maquinabilidad.

Estos hierros fundidos ya no resultan tan baratos como el hierro gris no aleado y también presentan menor colabilidad y maquinabilidad que éste.

1.1 Hierro fundido aleado resistente al desgaste abrasivo.

En las especificaciones dadas por la ASTM A 352 clasifican a los hierros de alta aleación en un grupo independiente y proponen entre ellos a: Hierros blancos al cromo-níquel, son conocidos también como Ni-Hard (tipos del 1 al 4) y contienen contenidos de cromo bajos, (de 3 a 5% de níquel y de 1 a 4% de cromo, con una modificación en la que el cromo se eleva de 7 a 11 % de cromo), Hierros al cromo-molibdeno, que contienen de 11 a 23% de cromo y hasta 3% de molibdeno y adicionalmente se adicionan níquel o cobre. Un tercer grupo de Hierros blancos aleados con elevado contenido de cromo (de 25 a 28% de cromo) los cuales pueden ser aleados además con otros elementos como el molibdeno y/o níquel hasta 1,5%.

Los hierros blancos aleados ofrecen una considerable versatilidad en sus propiedades, que lo hacen útil en aplicaciones donde es necesaria la resistencia a la abrasión. La composición del hierro blanco aleado se selecciona para obtener una distribución determinada en los carburos y una matriz que brinden una vida de servicio elevada y una efectividad de costos. Mientras las fundiciones de hierro blanco de baja aleación, con un contenido de elementos de aleación inferior a 4%, desarrollan durezas entre 350 y 550 HB, los hierros de elevada aleación alcanzan durezas entre 450 y 800 HB. Los carburos en los hierros blancos aleados presentan durezas del orden de 900 a 1 200 HV y las matrices martensíticas con austenita residual llegan a durezas del orden de 600 a 700 HV.

  • Hierros Blancos al Cromo-Níquel

El grupo más Viejo entre los hierros blancos de elevada aleación, con importancia industrial, es el aleado con cromo y níquel, o Ni-Hard, los cuales han sido producidos durante más de 50 años con un costo muy efectivo pata la molida y trituración de materiales abrasivos.

En estos hierros blancos martensíticos, el níquel es elemento primario de aleación debido a que en niveles entre 3 y 5% es muy efectivo, para suprimir la transformación de la austenita en perlita, asegurando así que la estructura dura de la martensita (que usualmente contiene austenita retenida) se desarrolle durante el enfriamiento en los moldes. El cromo se incluye en estas aleaciones en niveles desde 1,4 a 4% para asegurar que se formen carburos durante la solidificación y contrarrestar el efecto grafitizante del níquel.

La composición optima de un hierro blanco aleado al cromo-níquel depende de las propiedades requeridas para las condiciones de servicio y las dimensiones y peso de las piezas. La resistencia a la abrasión es una función de la dureza y del volumen de carburos en la microestructura. Cuando la resistencia a la abrasión es el principal requerimiento y la resistencia al impacto el requerimiento secundario, se recomienda el empleo de aleaciones de levado contenido de carbono (ASTM A 532 Clase I Tipo A Ni-Hard 2) porque presentan menos carburos y además, mayor resistencia. Un grado especial es el Clase J Tipo C, el cual se ha desarrollado para la producción de bolas para la trituración. Aquí la composición de níquel-cromo ha sido adaptada para fundiciones templadas y procesos especiales de fundición de piezas en arena.

La aleación Ni-Hard 4, Clase I tipo D es una modificación de los hierros al cromo-níquel, la cual contiene niveles más elevados de cromo, que van desde 7 a 11% y niveles superiores de níquel, que van desde 5 a 7%. El carbono es variado de acuerdo a las propiedades que se necesitan para el servicio previsto. Contenidos de carbono en el rango de 3,2 a 3,6% se proponen cuando se desea un máximo en la resistencia a la abrasión. Cuando se espera un resistencia al impacto considerable el contenido de carbono se mantiene de 2,7 a 3,2%

El contenido de níquel se incrementa con el tamaño de la sección o el tiempo de enfriamiento de las piezas, para inhibir la transformación perlítica. Pata fundiciones de 38 a 50 mm de espesor, el contenido de níquel se mantiene entre 3,4 y 4,2 % para suprimir la transformación perlítica durante el enfriamiento en el molde. Las secciones más gruesas requieren niveles de níquel hasta 5,5% para evitar la transformación perlítica. Es importante limitar el contenido de níquel necesario para el control de la formación de perlita, pues el exceso de níquel eleva la austenita retenida y baja la dureza.

El silicio se necesita por dos rezones. Una pequeña cantidad para garantizar la fluidez del metal fundido y producir escoria fluida, pero de igual manera es importante su efecto sobre la dureza. Contenidos de silicio entre 1 y 1,5%, elevan el contenido de martensita y la dureza resultante. La modificación con 0,2% de FeSi al 75% es reportado para aumentar la resistencia del material. Contenidos superiores de perlita pueden promover la formación de perlita y requerir el incremento de níquel.

El cromo es añadido para suprimir el efecto grafitizante del níquel y el silicio en los tipos A, B y C, en rangos que van de 1,4 a 3,5%. El cromo se incrementa según aumenta la sección de las piezas. En el tipo D, el nivel de cromo alcanza valores entre 7 y 11%(típicamente 9%) con el propósito de producir carburos eutécticos de cromo del tipo M7C3 , los cuales son más duros y deterioran menos la resistencia.

El manganeso se mantiene típicamente entre 0,8% y hasta 1,3% como máximo como en la ASTM A 532. mientras aumenta la templabilidad evita la formación de perlita, es un estabilizador de la austenita que el níquel y promueve cantidades de austenita retenida grandes y menos dureza como fundición. Por esta razón cantidades superiores de manganeso no son deseadas. Cuando se considere el contenido de níquel requerido para evitar la perlita en una fundición dada, el nivel de manganeso presente tiene que ser un factor a considerar.

El cobre incrementa la templabilidad y la austenita retenida, por lo que su cantidad debe ser controlada al igual que la del manganeso. El cobre debe ser tratado como un sustituto del níquel e incluido en los cálculos para la cantidad de níquel requerido para inhibir la formación de perlita, reduce la cantidad de níquel requerida.

El molibdeno es un potente agente para aumentar la templabilidad en estas aleaciones y es usado en secciones gruesas para aumentar la templabilidad e inhibir la formación de perlita.

Hierros blancos con elevado cromo.

Los hierros blancos con elevado cromo tienen una excelente resistencia a la abrasión y son usados efectivamente en bombas de lodos, moldes de ladrillos, molinos de carbón y equipos de sand blasting, también se usan en la transportación, molida y trituración de minerales. En algunas aplicaciones de este tipo de hierro las piezas deben soportar cargas de impacto. Son reconocidos, además como los de mayor combinación de resistencia y resistencia a la abrasión entre los hierros blancos aleados.

En los hierros aleados con elevado contenido de cromo, como en los materiales resistentes a la abrasión coexisten la tenacidad de la matriz y la resistencia al desgaste. Variando la composición química y mediante tratamiento térmico, estas propiedades pueden ser ajustadas para alcanzar las necesidades de la mayoría de las aplicaciones donde se necesite resistencia a la abrasión. El hierro al cromo-molibdeno (clase II) contiene entre 11 y 23% de cromo y hasta 3,5% de molibdeno y puede mostrar una matriz austenítica o austenítica-martensítica. O con tratamiento térmico obtener una matriz martensítica con una máxima resistencia a la abrasión y tenacidad. Son considerados los hierros blancos aleados más duros. Comparados con los hierros aleados al cromo-níquel, los carburos eutécticos son más duros y pueden ser tratados térmicamente para obtener fundiciones de mayor dureza. El molibdeno, como el níquel y el cobre, cuando son necesarios, son añadidos para prevenir la formación de perlita y asegurar una dureza máxima.

Los hierros de alto contenido de cromo (Clase III) representan el más viejo de los grados de hierro de alto contenido de cromo, las patentes más antiguas datan del 1917, según señala Petty, 1968, estos hierros son también conocidos como 25% Cr y 28% Cr y contienen hasta 1,5% de Molibdeno. El molibdeno se añade para prevenir la formación de perlita y obtener la máxima dureza, excepto en las secciones finas. Aleando con cobre hasta 1% también es usual. Aunque la dureza obtenida no es tan elevada como en la clase II de los hierros blancos aleados con cromo y molibdeno. Estas aleaciones se seleccionan cuando se desea también resistencia a la corrosión.

Hierros Blancos con alto Cromo modificados con Molibdeno

La ASTM A532 establece las especificaciones en la clase II para hierros con alto cromo modificados con molibdeno. Estas aleaciones muestran una combinación de la resistencia a la abrasión y resistencia que no se obtienen en otros hierros blancos. Su uso se extiende exitosamente por la industria minera.

Los tipos B y C poseen contenidos de cromo inferiores ( 14 a 18%) y el molibdeno se eleva hasta 3%. [34] una composición de un hierro de este tipo se presenta a continuación:

%C

3,0-3,5

%Si

0,3-0,6

%Cr

15-18

%Mn

0,5-0,9

%Mo

2,8-3,3

La Clase II tipos D y E son hierros blancos resistentes a la abrasión con un contenido de cromo de 20%, un contenido de 1 a 2% de molibdeno, 1% de níquel o cobre, los cuales se añaden para adecuar la templabilidad en las secciones más gruesas.

La matriz de los hierros blancos aleados con alto cromo y molibdeno es austenítica (510-520 HV10). La adición de cobre o níquel impide la transformación a perlita, aun con altos contenidos de carbono según Tian, 2002. Con tratamiento térmico la dureza de la matriz se incrementa hasta cerca de 800 HV10, debido a que es martensítica con alguna austenita retenida.

1.2 Otros trabajos realizados en la búsqueda de elevar la resistencia al desgaste abrasivo en los hierros fundidos.

Ishikawa Shin y otros, 2001 propusieron un hierro fundido de elevado nivel de aleación, con el objetivo de ser empleado en aplicaciones donde se requiere resistencia al desgaste, para lograrlo emplean un hierro base con carbono entre 2 y 4%, silicio hasta 1,5% y manganeso hasta 1,2%. Se le adiciona además cromo entre 6 y 20%, molibdeno ente 2 y 12% y vanadio entre 3 y 10% o un contenido de wolframio hasta 20%. Establecen como condición que: %Mo + 0,5 %W sea mayor que 0,32 (0,5 %Cr + %V). Con este nivel de aleación obtuvieron carburos del tipo M6C en los límites de los granos de los carburos primarios, con un tamaño de partícula hasta 3 μm y una densidad de 0,05 granos por mm2. una aleación como esta indiscutiblemente posee una resistencia al desgaste abrasivo elevada, pero el costo de producción ya no resulta tan bajo como el de los hierros fundidos no aleados y la presencia de los carburos del tipo M6C en los límites de los granos de los carburos primarios, además de proporcionar una elevada dureza, harán prácticamente no maquinables a las piezas obtenidas con este material.

Otros autores como Maedoro Hiroaki y otros, 2001, proponen hierros de elevado nivel de aleación resistentes al desgaste, a partir de un hierro de elevado contenido de cromo, ero hipereutéctico, con carbono entre 3,7 y 4,5% y con nitrógeno entre 0,10 y 0,40%. De este modo se mantiene la resistencia de los hierros hipoeutécticos, pero los carburos secundarios que se obtienen después del temple, debido al elevado contenido de carbono, aumentan considerablemente la dureza de la base metalográfica y por lo tanto incrementan la resistencia al desgaste.

Tampoco una aleación como esta resulta maquinable y el proceso de tratamiento térmico indudablemente elevará los costos de su producción.

Algunos autores como Yamamoto Masaaki y otros, 2001; proponen el uso de un hierro de elevado contenido de cromo y alto carbono, pero la acción del wolframio y el niobio actúan en la región hipoeutéctica, obteniéndose carburos de mayor dureza y con la tenacidad de los hierros aleados de elevado contenido de cromo. Las piezas fundidas obtenidas con este material pueden presentar una dureza del orden de 69 HRC. Con semejante dureza indiscutiblemente se leva la resistencia al desgaste, pero la maquinabilidad se limita notablemente y los costos se elevan dado el nivel de aleación y los elementos empleados.

Para resolver el problema que se introduce con el maquinado algunos autores entre los que se encuentran Fakir Mile, 1998; proponen el empleo de un hierro de baja aleación para producir un árbol de levas, pero coloca enfriadores para que se forme una capa de hiero blanco en la superficie de las piezas. Para lograr maquinar dicha pieza aplica un recocido para y luego obtiene la dureza requerida mediante temple en un baño salino o mediante temple por llama. Este proceso debido al alto consumo de energía encarece la aleación, aunque resuelva el problema del maquinado. Y de que la aleación empleada es menos cara por el contenido de los elementos de aleación empleado, respecto a la propuesta por el resto de los autores aquí mencionados.

Algunos autores entre los que se encuentran Liu Yuanzhong y Luo Maorang, 1998; proponen un hierro fundido con muy bajos contenidos de azufre y fósforo (0,01 a 0,025%) con alto silicio (2,0 a 3,4%) y la adición de cobre, cromo y molibdeno por debajo de 2%, además de emplear un elemento tierra rara (0,025 a 0,03%) unido a un metal no ferroso. Según los autores con esta aleación se pueden producir bolas para pulverizar minerales, con muy buena resistencia al impacto, a la fatiga, con costo bajos y elevando la vida de servicio de 2 a 5 veces el de las bolas obtenidas con un hierro de levado contenido de cromo y medio contenido de manganeso. Pero el proceso de desulfuración y el costo de los inoculantes para obtener el hierro esferoidal, así como el equipamiento necesario para su inoculación, no resultan tan baratos. Aunque el nivel de aleación con cobre y cromo es muy inferior al propuesto por el resto de los autores hasta aquí citados.

Mingke Luo, 1994; propone el empleo de un nodulizante de bismuto y un hierro base con bajo contenido de carbono (2,0 a 2,8%) pero empleando como aleantes: al manganeso (1,5 a 10%), cobre (0,8 a 2%), vanadio (1,0 a 2,0%), también señala que pudieran emplearse cromo o wolframio, todo con el objetivo de obtener moldes de estampado en caliente y enfriamiento en agua. En esta propuesta no solo cabe el señalamiento sobre el empleo del nodulizante y el equipamiento requerido, sino también el nivel de aleación utilizado para algunos elemento, lo cual encarece el proceso de producción.

Algunos autores entre los que se encuentran Shikayama Kunio y otros, 1991; proponen con el objetivo de obtener bloques de freno un hierro donde hay presencia de grafito, el cual sirve como lubricante en un par de fricción y la adición de molibdeno (0,3 a 2%) a un hierro de alto contenido de carbono (3,5 a 4,0%) y silicio (1,4 a 2,5%), para obtener una estructura acicular, la cual presenta alta capacidad de amortiguamiento (damping), alta conductividad térmica, para disipar el calor que se produce durante la fricción al aplicar los frenos a alta velocidad. Por supuesto que el mecanismo de desgaste que prevalece en este proceso no es abrasivo.

Togawa Tsutomo y otros, 1991; con el objetivo de aumentar la dureza y la resistencia al impacto, proponen un hierro de bajo contenido de silicio (0,2 a 1,0%) con contenidos de molibdeno (0,5 a 2,0%), cromo (27 a 34%), wolframio (0,5 a 2,0%) y boro hasta 0,1%. El cual es tratado térmicamente entre 950 y 1 100 °C y revenido después del temple entre 200 y 500 °C, para alcanzar los niveles de dureza deseados.

En un hierro con estos niveles de silicio tan bajos y los elevados contenidos de elementos formadores y/o estabilizadores de carburos, no puede estar presente el grafito, lo cual dificulta la maquinabilidad, pero también los costos son elevados por el nivel de aleación y por el proceso de tratamiento térmico, dado el nivel de energía a consumir.

Seto yoghito y otros, 1992; proponen un hierro fundido aleado con excelente resistencia al desgaste, empleando adiciones de molibdeno (5 a 15%), níquel (0,3 y 3%), cromo (7 a 18%), vanadio (1 a 8%) y wolframio hasta 10%. Establecen como condicion que: %Mo + 0,5 %W esté entre 2 y 15% y aprovechando la microsegregación del vanadio, incrementar la dureza. Además endurecen la matriz con un tratamiento térmico. En tales condiciones la dureza alcanzada hace excelente la aleación para usos donde sea necesario alta resistencia al desgaste, pero la maquinabilidad se ve extremadamente limitada. Los comentarios sobre los costos de producción son similares a los expuestos anteriormente, con objetivos similares.

Haga Michio, 1986; propone una aleación que contiene contenidos elevados de cromo, molibdeno, wolframio y titanio hasta 0,3% donde el niobio hasta 0,3 y el cobre hasta 4%, también están presentes. Con este nivel de aleación se logran carburos de forma granular que presentan elevada resistencia al desgaste y un elevado acabado superficial. Los criterios sobre esta aleación dado el nivel de los elementos de aleación empleados, elevan los precios de producción y actúan negativamente sobre la maquinabilidad.

Resulta de interés particular la solución brindada por Koie Takayiki y otros, 1991; donde conjugan el empleo de elementos como el níquel (3 a 5%) que promueven la formación de grafito y mejoran la estructura de la matriz y el cromo (1,2 y 2,5%) en contenido donde disminuye el desgaste sin que frene la grafitización. Se adicionan además molibdeno (0,1 a 2%) a un nivel donde la dureza de los carburos puede ser incrementada y boro en un nivel ( 0,01 a 0,2%) que regula la uniformidad del grafito y evita que se obtenga muy basto. Conjugar carburos y grafito permite la obtención de propiedades en el hierro fundido donde la resistencia al desgaste y la maquinabilidad estén en niveles que permitan su empleo en la obtención de piezas resistentes al desgaste abrasivo y se puedan realizar operaciones de maquinado en las mismas. Aún así los niveles de los elementos empleados pueden ser objeto de ajuste con el fin de bajar los costos de producción.

1.3 Efecto de los elementos de aleación en el hierro fundido.

La influencia de los elementos de aleación está relacionada fundamentalmente con el control de la transformación de la austenita.

El carbono es sin lugar a dudas, después del hierro, el elemento más importante; se le puede encontrar combinado con el hierro (carbono combinado) en forma de carburo (o cementita con 6,67% C) o en el estado libre de grafito (carbono libre o grafítico).

Entre los factores que influyen en que el carbono se encuentre en una u otra forma están la velocidad de enfriamiento y la presencia de elementos grafitizantes. Un enfriamiento lento y la presencia de silicio, níquel, cobre, etc.; facilitan la formación de grafito, por lo que la solidificación se puede explicar mediante el empleo del diagrama estable, como señala(Van de Velde, 1999). La forma, cantidad, tamaño y distribución de las láminas de grafito deben ser controladas cuando se requiere obtener fundiciones de calidad. Por otra parte un enfriamiento rápido y la presencia de agentes formadores y/o estabilizadores de carburos como el cromo y el molibdeno, dan lugar a la formación de carburos y la solidificación se explica a través del diagrama metaestable. El hierro que se obtiene así presenta elevada dureza y no puede ser mecanizado con los medios normales en las máquinas herramientas. En realidad el proceso de solidificación del hierro fundido es un proceso muy complicado, como puntualiza Van de Velde,1999; pues aún después de un período superior a 100 años, quedan algunos aspectos sin explicación sobre el doble diagrama Fe-C, no por la existencia de un doble sistema, ni porque las aleaciones con un muy alto contenido de carbono no pueden ser explicadas por este sistema, sino por la variedad de diagramas de que se dispone. Otro aspecto que debilita los diagramas actuales es la formación de carburos a una temperatura tan baja como 1 080°C, cuando se alea con elementos como el silicio, el cual solo se disuelve en la austenita sin intervenir en la composición de los carburos.

Los elementos de aleación pueden provocar cambios en la velocidad de enfriamiento del hierro gris. El silicio contribuye a la formación de ferrita y austenita. Algunos autores (Krause, 1969, Janowak, 1982 y otros) plantean que el silicio disminuye la solubilidad del carbono en la austenita y favorece la difusión del carbono, por lo que favorece la formación de grafito a partir de la descomposición de los carburos primarios. Las cantidades de silicio deben ser calculadas teniendo en cuenta el carbono total, la velocidad de enfriamiento y el espesor de las pieza. (Maurer, 1924) propuso un diagrama donde en función de los contenidos de carbono y silicio se obtienen diferentes estructuras. (Janowak y Gundlach, 1987) proponen un nomograma, en papel logarítmico que permite la determinación de la resistencia ala tracción básica, a partir del carbono equivalente (CE) y el espesor de las piezas en fundiciones grises no aleadas.

Otros elementos tienen un efecto contrario al silicio, por ejemplo el cobre, el estaño, el antimonio y el arsénico se acumulan en la interfase austenita-grafito, creando una barrera a la emigración del carbono para formar grafito, como señalan (de Sy y otros autores). De esta forma inhiben la grafitización. Realmente este efecto ocurre durante la transformación eutectoide, pues en la transformación eutéctica como señalan varios autores, entre ellos Krause, 1969, aumentan el potencial de grafitización, el cual se puede inferir a partir del cálculo de la constante de grafitización propuesta por (Guirshovich, 1986)

El manganeso y el níquel ensanchan el campo austenítico al rebajar las temperaturas αT y A1. La velocidad de formación de ferrita disminuye a temperaturas más bajas porque disminuye la velocidad de difusión del carbono, al bajar la temperatura. Así se asegura un nivel superior de carbono en la austenita.

El manganeso ejerce una acción opuesta a la del silicio, pues favorece la formación de carbono combinado, se combina fácilmente con el hierro y el azufre. El manganeso se combina con el azufre en una proporción de 1,77 partes en peso de manganeso por una parte de azufre teóricamente, en la práctica se necesita alrededor de tres veces el contenido de azufre para neutralizar su efecto adverso sobre el hierro fundido. El manganeso disminuye la temperatura de transformación eutectoide de la austenita, aumenta el intervalo de la austenita y disminuye la concentración de carbono en la transformación eutectoide y en la transformación eutéctica, un 1% de manganeso disminuye la concentración de carbono en 0,06 – 0,07%, pero aumenta la temperatura de transformación eutéctica, un 1% de manganeso aumenta la temperatura de transformación eutéctica en 3°C aproximadamente. El manganeso se distribuye entre la austenita, la ferrita y la cementita, fundamentalmente en esta última y forma (Fe,Mn)7C3 y (Mn,Fe)23C6.

El azufre aparece en las fundiciones como sulfuro de hierro o de manganeso, el primero es perjudicial porque obstaculiza la grafitización, hace la fundición dura y frágil. En la práctica se mantiene el azufre entre 0.05 y 0.12. El sulfuro de manganeso solidifica antes de que lo haga el hierro fundido y lo hace asumiendo diferentes formas geométricas en los límites de los granos por lo que resulta inofensivo para el metal. Todo hierro producido comercialmente contiene alguna cantidad de azufre. El azufre no es totalmente indeseado, algunos tipos de hierro fundido tienen un contenido mínimo para producir la microestructura y las propiedades deseadas.

El fósforo cuando se encuentra hasta 0,1% es soluble en el hierro, cantidades superiores forman un microconstituyente conocido como esteadita, que es un complejo eutéctico de hierro y fosfuro de hierro, el cual solidifica en los límites de los granos. Cuando alcanza contenidos de 0,2% en el hierro gris, la esteadita se presenta en los límites de las celdas y asume la forma de un triángulo cóncavo. Cuando llega a contenidos de hasta 1%, forma una red alrededor de los límites de los granos. La eutéctica fosfórica le confiere a la fundición liquida una particular fluidez porque disminuye el punto de solidificación, pero al mismo tiempo aumenta la dureza y la fragilidad.

En (Honeycombe, 1981) se clasifica al cromo junto al molibdeno entre los elementos que cierran el campo γ y lo restringen a una pequeρa zona cerrada. Favorecen ambos la formaciσn de ferrita y hacen continuos los campos α y δ. El cromo es un formador de carburos como son la cementita aleada (Fe, Cr)3C; y otros. Es además un fuerte promotor de perlita, pues aumenta la solubilidad del carbono en la austenita e inhibe así la formación de la ferrita. Pero también es un promotor de temple y carburos durante la solidificación. El silicio y la inoculación con Ferrosilicio (75%) son efectivos en la reducción del temple causado por el cromo, pero no lo son en la eliminación de los carburos intercelulares. La acción del cromo en cuanto al afino de la perlita es débil.

(Krause, Janowak y otros) señalan que el molibdeno es uno de los elementos de aleación más ampliamente usado con el propósito de elevar la resistencia del hierro gris. Es añadido en cantidades entre 0.20 y 0.75 %. Este elemento aumenta las propiedades del hierro a elevadas temperaturas. Como el módulo de elasticidad del molibdeno es muy alto, las adiciones al hierro fundido provocan un aumento del módulo de elasticidad de este material. Es un potente endurecedor, colabora con el cromo, cobre y níquel para endurecer la matriz. En el diagrama Fe – C – Mo en su variante metaestable, se presentan unas cuantas fases de carburos: cementita aleada en la cual se disuelve hasta 2% de molibdeno, tres carburos binarios y carburos MoC y Mo2C. En general el molibdeno disminuye la solubilidad del carbono en la fase alfa. El molibdeno no es un grafitizador, ni un estabilizador fuerte de carburos, esto es lo que explica por qué puede ser adicionado a la carga metálica sin variar prácticamente su carácter.

1.4 Clasificación de los mecanismos de desgaste.

(ASM Volume 18, 1992; Sarkar, 1980, Vázquez, 1997)

en la práctica son cinco los mecanismos de desgaste que aparecen en pares sólido-sólido, ellos son; desgaste abrasivo, adhesivo, por fatiga superficial, corrosivo mecánico y desgaste por frotamiento. Por ser uno de los efecto que mayor pérdida de materiales y energía produce, se abordará en este capítulo el desgaste abrasivo.

Desgaste por abrasión.

Es el desgaste producido por partículas abrasivas que se deslizan sobre la superficie metálica produciendo desprendimiento de material, dislocaciones de cristales y ralladuras profundas. Este desgaste se pone de manifiesto en equipos agrícolas, de construcción y minería. También se observa en el equipamiento empleado en la preparación de las arenas de moldeo de fundición. En una estructura determinada la intensidad de desgaste por abrasión depende de la forma, dureza y tamaño de los granos y partículas abrasivas.

La velocidad de desgaste depende del grado de penetración del abrasivo en la superficie y por lo tanto es función de la dureza superficial del material. La dureza, la tenacidad y sobre todo la rugosidad de las partículas abrasivas, acentúan la abrasión, mientras que la fragilidad de éstas atenúa su efecto.

Si la dureza del abrasivo es muy superior a la dureza de la superficie fraccionada, el desgaste es fuerte. Si por lo contrario es más blando la velocidad de desgaste es lenta. Se debe tener en cuenta que si la dureza de ambos es similar, el más leve cambio de una de ellas puede aumentar considerablemente el desgaste.

Otros factores que afectan el desgaste abrasivo son la temperatura, las cargas que actúan sobre la superficie de trabajo, condiciones ambientales tales como la humedad y el grado de compactación de las partículas. Se considera que todo desgaste abrasivo del material es un agrietamiento por fragilidad, como resultado de actos de deformación plástica y endurecimiento que se repiten cíclicamente.

El proceso de desgaste abrasivo en condiciones reales, se realiza siempre con la colaboración no solamente de los granos abrasivos, sino también del medio exterior, de una composición química controlada (en el caso del empleo de lubricante) o no controlada (en el caso de la acción de la atmósfera).

El metal deformado plásticamente, al reaccionar con el oxígeno contenido en la atmósfera, forma estructuras de capas secundarias, que se diferencian del metal original por sus estructuras y propiedades de resistencia. La actuación de presiones produce la destrucción de esas capas y el descubrimiento consecutivo de nuevas superficies del metal puro. Este fenómeno se conoce con el nombre de desgaste oxidante.

En el desgaste abrasivo influye la dureza y la tenacidad del material. La tenacidad es la resistencia que opone el material deformado por la acción de las partículas abrasivas, a la rotura. El desgaste abrasivo depende también del coeficiente de fricción, fuerza de unión adhesiva entre partículas de la superficie del metal y las partículas abrasivas. Cuando los valores del coeficiente de fricción son elevadas, se favorece el proceso de microcorte.

El desgaste abrasivo se puede clasificar en:

  • Desgaste abrasivo de baja presión, que ocurre por deslizamiento de las partículas moviéndose libremente por la superficie y las tensiones actuantes son bajas y no exceden la resistencia a la rotura del abrasivo.
  • Desgaste abrasivo por alta presión, cuando el abrasivo es atrapado entre dos superficies de carga y el desgaste no es solo por penetración, sino también por fractura de las partes frágiles y por deformación plástica de la matriz. Este tipo de abrasión es característica de operaciones de trituración, pero también se presenta como efecto secundario en numerosas aplicaciones metal sobre metal.
  • Desgaste abrasivo con impacto, el cual involucra la remoción de material por la acción de un abrasivo cuyas partículas son de un tamaño apreciable e impactan en la superficie bajo un ángulo determinado. La energía de impacto se transfiere al material y hace que el abrasivo produzca grandes surcos y ralladuras apreciables a simple vista. Este tipo de desgaste es más frecuente en el transporte de minerales.

Es importante destacar que en la práctica el desgaste no se presenta en forma simple, sino que aparece combinado como:

  • Impacto, abrasión y presión: en rodillos, cadenas y rodaje de tractores.
  • Impacto, abrasión y temperatura: en martillos y cuchillas de cizalla.
  • Impacto y presión: en martillos de pilón y machacadoras, quebradoras.
  • Abrasión, erosión y corrosión: válvulas y asientos, tornillos sinfín.
  • Fricción, corrosión y cavitación: impulsores, álabes de turbinas.

En este tipo de desgaste pueden observarse tres regímenes en dependencia de las durezas de los materiales interactuantes.

  • Régimen débil: cuando la dureza del abrasivo es menor que la del metal.
  • Régimen de transición: cuando la dureza del abrasivo es aproximadamente igual a la del metal.
  • Régimen severo: cuando la dureza del abrasivo es mayor que la del metal.

Se ha demostrado experimental y teóricamente que la dureza del material está correlacionada con el grado de abrasión según (ASM Volume 18, 1992)

La dependencia de la resistencia a la abrasión, de la composición química, dureza y microestructura de un hierro fundido de alto cromo ha sido demostrada por (Gundlanch, 1974) en un estudio realizado a 28 tipos de hierros blancos aleados con 17,5% de cromo, en los cuales se presentaban tres niveles de contenido de carbono y aleadas con otros elementos tales como: Cobre (0,5 a 3,0%), Manganeso (0,75 a 3,0%), Molibdeno (0,5 a 3,0%) y Níquel(0,6 a 2,0%). Todas las muestras fueron ensayadas tal y como fueron obtenidas de la fundición. En este estudio se demuestra que la dureza no es tan importante como la microestructura de la matriz en el control de la resistencia a la abrasión de un hierro blanco. Demostró también que contenidos de molibdeno combinados con níquel, cobre y manganeso en cantidades superiores a lo normal, producen fundiciones con satisfactoria resistencia a la abrasión, aspecto relacionado con las microestructuras que se obtienen debido al efecto de los elementos de aleación.

La función primaria de las aleaciones empleadas en sistemas donde predomina la abrasión metal-tierra, es aumentar la resistencia a la abrasión. Las aleaciones de abrasión metal-tierra están constituidas por hieros blancos con alto contenido de cromo, en la que los carburos que se forman durante la solidificación de la aleación, les proporcionan las propiedades necesarias para este tipo de aplicación.

Destrucción por impacto.

Este tipo de destrucción se produce por la transferencia de energía cinética de un cuerpo simple sobre una superficie de extensión apreciable. Produce deformación superficial y subsuperficial del material que altera su forma y dimensión lo que puede devenir en la fractura por fatiga debido a impactos repetidos. Surge como resultado de contactos de cuerpos generalmente metálicos aunque no se excluyen rocas y minerales, que acompañados de determinada velocidad, originan choques intermitentes contra la pieza. Se pueden clasificar para facilitar el análisis de su acción y con ello seleccionar la mejor forma de combatirlos y aminorar su efecto en:

  • Impacto ligero: la energía cinética es absorbida por una deformación elástica del metal base que recobra su dimensión pudiendo dar lugar a deformaciones plásticas a muy largo plazo. Las aleaciones recomendadas para este caso son los aceros inoxidables austeníticos y los bronces al aluminio.
  • Impacto medio: produce deformaciones plásticas a corto plazo e inclusive trituración y desprendimientos superficiales a corto plazo. En estos casos se recomienda el uso de aceros con estructura martensítica.
  • Impacto alto: produce deformaciones plásticas de gran magnitud de modo instantáneo y fracturas a corto plazo. Las aleaciones recomendadas para trabajar en estas condiciones son los aceros austeníticos.

1.5 Maquinabilidad en el hierro fundido

(Walton, 1981) señala que la maquinabilidad del hierro está relacionada directamente con su microestructura, aunque se evalúa por la vida útil de las herramientas de corte y el acabado de las superficie. Por ejemplo la presencia del grafito (estructura suave) favorece la maquinabilidad, aunque la forma y tamaño de este influye en el acabado superficial. La microestructura alrededor del grafito influye en la vida de la herramienta del corte y permite mayores velocidades de corte.

La dureza Brinell es un indicador de la maquinabilidad, pues la dureza depende fundamentalmente de la microestructura, pero la maquinabilidad no se puede evaluar por la dureza únicamente.

La ferrita y la austenita son estructura de fácil maquinabilidad, a diferencia de la martensita y en menor grado de la bainita que son más difíciles de maquinar.

Los carburos son constituyentes de elevada dureza y tienen un efecto muy dañino para la vida de las herramientas de corte.

(Form y Wallace, 1962) propusieron una relación para calcular un índice de calidad llamado dureza relativa (HR), para evaluar la maquinabilidad de un hierro fundido:

HR = HB/ (100 + (3,03.10-3Rt))

Donde

HB dureza Brinell

Rt resistencia a la tracción.

Valores inferiores a 1,0 indican que los hierros fundidos tienen buena maquinabilidad.

Las cuchillas para maquinado de hierros blancos, prácticamente no maquinables, se recomiendan en (Walton, 1981) que sean de cerámica, permitiendo altas velocidades para el corte del hierro moderadamente duros y se emplean sin refrigerantes. Para los hierros blancos resistentes al desgaste (ASTM A32) con dureza entre 450 y 600 HB en su condición de pieza fundida, se recomiendan herramientas de cerámica del tipo HPC.

Maquinabilidad en hierros aleados resistentes al desgaste.

Tanto la resistencia al desgaste como la maquinabilidad están puestas en función de la dureza, aunque en sentido contrario. Por una parte (Form y Wallace, 1962) en la ecuación señalan que al aumentar la dureza respecto a la resistencia a la tracción, cosa que ocurre en los hierros blancos, disminuye la maquinabilidad, pues se incrementa el HR y por otra parte (Sakour, 1980 y Vázquez, 1997) señalan que al aumentar la dureza del material respecto a la del abrasivo, se favorece la resistencia al desgaste abrasivo del material, cuando se mueve en una masa abrasiva como la arena sílice.

Los hierros por excelencia para la producción de piezas que se utilizan en la explotación bajo condiciones de desgaste abrasivo, son los hierros de levado contenido de cromo, como ya se ha señalado, sin embargo debido a la presencia de carburos de elevada dureza y en matrices martensíticas, la maquinabilidad disminuye significativamente.

Sin embargo la combinación de estructuras tan duras como los carburos en matrices martensíticas y la presencia de grafito en la matriz, suaves y que permiten la obtención de una viruta discontinua durante el maquinado, puede lograr determinado de factilidad en el maquinado. Dichas estructuras pueden ser obtenidas en condiciones donde los elementos de aleación se combinen adecuadamente logrando potenciales de grafitización adecuados para que se forme grafito durante la transformación eutéctica con la presencia de elementos como el cobre y el níquel, en adición al efecto grafitizante del carbono y el silicio, presentes en cualquier hierro fundido y con las cantidades adecuadas de manganeso, cromo y molibdeno que favorezcan la formación de carburos, sin que se suprima la grafitización del hierro fundido.

Otros aspectos a tener en cuenta son el balance adecuado de los elementos aleantes como el manganeso, níquel y cobre que permitan la obtención de matrices martensíticas regulando la transformación de la austenita, para evitar la formación de perlita o bainita. El efecto combinado de los elementos manganeso, níquel y cobre, permite que sus efectos individuales se sumen en este sentido.

CONCLUSIONES

Se plantea en línea general que los hierros aleados con elevado contenido de cromo son los de mejor comportamiento para trabajar en condiciones de elevada abrasión y que los hierros grises no aleados son los de mejor comportamiento ante la maquinabilidad.

La producción de hierros de elevado nivel de aleación se señala que no pueden ser obtenidos por aleación en cuchara y que se requieren medios especiales para su obtención, lo cual no es válido solo para aleaciones con un nivel cercano a 4%.

Aunque aparecen descritos en la literatura el efecto de los elementos de aleación sobre las estructuras y las propiedades de los hierros aleados de un modo cualitativo, no se muestran modelos matemáticos que permitan cuantificar este efecto sobre las propiedades mecánicas y tribológicas, así como para algunos elementos cuantificables de la microestructura.

Se abordan en la literatura estudios sobre el incremento de la resistencia la desgaste a partir de tratamientos térmicos, pero en las condiciones de nuestro país donde los recursos energéticos son limitados, es una alternativa el obtener estructuras que incrementan la resistencia al desgaste a partir del efecto de los elementos de aleación desde que las piezas son obtenidas en la fundición, empleando la adición en cuchara para niveles de aleación no muy por encima de 4%..

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Lázaro Pino Rivero

Centro de Investigaciones de Soldadura. Facultad de Ingeniería Mecánica. Universidad central de Las Villas. Cuba.


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