Aplicación del ajuste de Rietveld para correlacionar la evolución microestructural de fundiciones blancas con 18 y 25% en Cromo, templadas en aceite y sucesivos revenidos, con el comportamiento frente al desgaste abrasivo y esfuerzos de flexión

José F. Álvarez Antolín^a,*, Laura Francos Garrote^a, Juan Asensio Lozano^b

^a Departamento de Ciencia de los Materiales e Ingeniería Metalúrgica, Edificio Departamental Este, Universidad de Oviedo, c/ Wifredo Ricart s/n, 33204 Gijón, España

^b Departamento de Ciencia de los Materiales e Ingeniería Metalúrgica, Escuela de Ingeniería de Minas, Energía y Materiales, Universidad de Oviedo, c/ Independencia 13, 33004 Oviedo, España

*Autor para la correspondencia: alvarezflorentino@uniovi.es

1. INTRODUCCIÓNTOP

Las fundiciones blancas altamente aleadas presentan un contenido en Cromo superior al 15%. A partir de este porcentaje, su microestructura posee dos particularidades que condicionan sus propiedades. Una es que la fase matriz de su constituyente eutéctico es austenita por lo que resultan tenaces y mecanizables (Pero-Sanz, 1994). Para ello, en este último caso, deben someterse a un tratamiento isotérmico que transforme la austenita en perlita. Otra particularidad es que los carburos que forman parte de su eutéctica son carburos mixtos (Fe, Cr)₇C₃, llamados carburos K₂, los cuales presentan una dureza entre 1200 y 1600 HV, superior a la de los carburos cementíticos (Fairhust y Rohrig, 1974). La gran templabilidad de su austenita permite que mediante un temple al aire se forme martensita. Si el temple se realiza en aceite el riesgo de agrietamiento aumenta, pero en cambio disminuye el porcentaje de austenita retenida. La transformación de la austenita en perlita tiene dos efectos negativos sobre el comportamiento en servicio de estas Fundiciones. Uno sobre la resistencia al desgaste, y otro sobre la tendencia de los carburos a ser arrancados de su matriz por el esfuerzo cortante que acompaña al desgaste abrasivo. Es por ello, que la mejor de las microestructuras es aquella en la que la fase matriz sea martensita (Fairhust y Rohrig, 1974). La austenita presenta una elevada templabilidad, debido a los elementos en solución sólida de sustitución, mayoritariamente Cromo, por lo que mediante un enfriamiento al aire se obtiene martensita. Sin embargo, la resistencia a la abrasión se ve mejorada si se favorece la precipitación de carburos secundarios, ricos en Cromo, uniformemente distribuidos en una matriz mayoritariamente martensítica, y si se ve reducido el porcentaje de austenita retenida (Gasan y Ertuk, 2013). Esto permitiría, a su vez, aumentar ligeramente la resistencia a la corrosión (Wiengmoon et al., 2011). La fracción en volumen de carburos eutécticos y la dureza macroscópica presenta una influencia poco significativa sobre la resistencia al desgaste (Scandian et al., 2009). Con temperaturas próximas a los 1000 ºC y permanencias de 4 h se logra una desestabilización casi completa de la austenita (Powell y Bee, 1996). Estudios recientes han demostrado que adiciones de Boro, en el entorno de las 200 ppm, favorecen un aumento de los carburos secundarios al actuar este elemento como agente nucleante para la precipitación de dichos carburos (Bedolla-Jacuinde et al., 2016). Para minimizar los riesgos de agrietamiento es habitual realizar el enfriamiento al aire en calma, o mediante ventiladores. Sin embargo, un temple en aceite disminuiría el porcentaje de austenita retenida, aumentando el porcentaje de martensita, y por tanto, su teórica resistencia al desgaste. Las temperaturas de revenido habituales se sitúan en el rango 200–250 ºC. Sin embargo, si el revenido se realizara a temperaturas más elevadas, entre 400 y 600 ºC, sería posible lograr una segunda desestabilización de la austenita retenida, favoreciendo su transformación en nueva martensita (Davis, 1994). El contenido en austenita retenida aumenta si el porcentaje en Carbono de estas fundiciones también aumenta. Sin embargo, esta austenita se ve reducida mediante revenidos posteriores en el rango comprendido entre 450 y 500 ºC (Opapaiboon et al., 2015). La mayor dureza se alcanzaría con dobles revenidos en el entorno de los 500 ºC (Fernández y Belzunce, 2006). Tiempos de permanencia elevados a estas temperaturas pueden originar la formación de carburos cementíticos, K_c, por transformación de estos carburos secundarios, disminuyendo de esta forma la resistencia al desgaste de la fundición (Wang et al., 2006), y su dureza (Wang et al., 2005). El Molibdeno en solución sólida, cuando su concentración supera el 3%, tiende a favorecer la precipitación de carburos del tipo M₂C y M₆C durante revenidos a temperaturas cercanas a la crítica (Wiengmoon et al., 2011). A su vez, la presencia de Molibdeno disminuye las temperaturas de inicio de precipitación de la austenita proeutéctica y de comienzo de la reacción eutéctica: líquido→Austenita + carburos K₂ (Tenorio et al., 2000).

Con el propósito de mejorar el comportamiento bajo condiciones de desgaste abrasivo de estas fundiciones blancas aleadas, y correlacionar éstas con su evolución microestructural, se tomaron dos muestras hipoeutécticas con 18 y 25% en Cromo que fueron sometidas a un tratamiento de desestabilización a 1000 ºC, durante 4 h, con un posterior temple en aceite. Esta temperatura y tiempo de permanencia fueron seleccionados con los siguientes objetivos: 1) conseguir un elevado empobrecimiento en Cromo y Carbono de la austenita, y ocasionar un aumento de la temperatura M_s, lo cual permite reducir el riesgo teórico de agrietamiento durante dicho enfriamiento en aceite, 2) producir una disminución de la austenita retenida tras el temple en aceite, y 3) favorecer la precipitación de los carburos secundarios. Posteriormente fueron sometidas a un doble revenido a 500 ºC con 8 h de permanencia. El motivo de que se seleccionara una permanencia elevada a esta temperatura fue el de examinar la posible precipitación de carburos cementíticos y su influencia sobre la resistencia al desgaste. Después de cada tratamiento, por aplicación del método de afinamiento de Rietveld, se analizó la evolución microestructural de ambas fundiciones, el contenido en austenita retenida, y los parámetros de red de las fases precipitadas. A su vez, se estudió la variación de la dureza, su comportamiento ante esfuerzos de flexión, y su resistencia bajo condiciones de desgaste abrasivo. En este trabajo se analiza la influencia del temple en aceite, de diferentes revenidos, y de la presencia de Mo en la composición química sobre la microestructura de estas fundiciones blancas. A su vez, se identifica la microestructura más apropiada para el comportamiento en servicio bajo condiciones de desgaste abrasivo y bajo esfuerzos a flexión. En particular, se investiga la influencia del Mo en la precipitación de carburos secundarios mediante la desestabilización de la austenita, y su correlación sobre el comportamiento bajo condiciones de desgaste abrasivo.

2. MATERIALES Y MÉTODOSTOP

Se tomaron 2 muestras con las composiciones químicas señaladas en la Tabla 1. Ambas muestras fueron tratadas 4 h a 1000 ºC y enfriadas en aceite. Posteriormente fueron sometidas a un doble revenido de 8 h cada uno.

Mediante microscopía óptica y microscopía electrónica se analizó la evolución microestructural de ambas calidades Para la preparación de las muestras metalográficas, en el proceso de desbaste se emplearon lijas de SiC, utilizando diferentes tamaños de grano abrasivo, desde grit 240 hasta 600. Durante el proceso de pulido se emplearon paños textiles sobre los que se extendió pasta de diamante de 6 y 1 micra. El reactivo de ataque empleado fue Nital 5, con un tiempo de suspensión de 6–10 segundos para la fundición con 18% en Cromo, y de 15–18 segundos para la fundición con 25% en Cromo. El microscopio óptico utilizado fue el modelo NIKON Epiphot 200, y las imágenes fueron obtenidas mediante el analizador de imagen Omnimet Enterprise. El microscopio electrónico empleado fue modelo JEOL JSM-5600.

Se midieron las durezas después de cada tratamiento térmico con un microdurómetro Vickers de la casa Buehler y modelo 1600–6100. La carga aplicada fue 0,5 kg.

Mediante Difracción de Rayos X, con metal emisor de Molibdeno, se determinó el porcentaje y tipos de fases precipitadas. Los difractogramas se midieron en el equipo Seifert XRD 3000 T/T en configuración óptica Bragg-Brentano parafocal con rotación inversa y acoplada al detector. La radiación emitida por el tubo de Mo de foco fino, a una potencia de 40 kV y 40 mA, fue monocromatizada al doblete Kα: λ₁=0.709316 Å y λ₂=0.713607 Å. Los patrones se han registrado mediante un detector de centelleo NaI(Tl) midiendo el rango angular 2θ. Éste se encontraba comprendido entre 12º y 56º, con paso de 0,025º y tiempo de contaje por paso de 30 s. La determinación del porcentaje de fases cristalinas se ha establecido mediante el ajuste de dichos difractogramas utilizando el método de afinamiento estructural de Rietveld. Para ello, a partir del registro de las figuras de difracción obtenidas en ambas calidades, se realizó un afinamiento estructural empleando los ficheros de información cristalográfica presentes en la base de datos de estructuras inorgánicas ICSD (versión 2016) pertenecientes a las fases que, según la literatura técnica, podrían encontrarse precipitadas tras los diversos tratamientos térmicos realizados en ambas calidades (Fairhust y Rohrig, 1974; Pero-Sanz, 1994; Wang et al., 2006). Entre ellas, principalmente: Martensita (α’), Austenita (γ), carburos mixtos Cr/Fe (en particular con estequimetrías 3:2; 7:3; y 23:6), y carburos mixtos Mo₂C y Fe₃C. Como consecuencia, por aplicación del método de afinamiento estructural de Rietveld, se produce un ajuste de las figuras experimentales de difracción en base a las figuras de difracción de estas fases.

A su vez, se analizó la resistencia al desgaste abrasivo de todas las muestras mediante la proyección de partículas de corindón por medio de aire comprimido, según la norma ASTM G76 (2004), aplicando una presión de 200 MPa, un caudal de 20 g/minuto, y con un ángulo de incidencia sobre las superficies de las muestras de 70º. La respuesta del material se obtuvo pesando las muestras tras los siguientes intervalos de tiempo: 2, 4, 6, 8, y 10 min. Para cada intervalo de tiempo se empleó una muestra diferente del mismo material. Los ensayos de flexión se realizaron en una máquina INSTROM 5582, con célula de carga de 100 kN. Las probetas de flexión fueron de sección rectangular, con ancho 6 mm y espesor 4 mm. La distancia entre apoyos fue de 36 mm.

3. RESULTADOSTOP

La Tabla 1 muestra las composiciones químicas de ambas fundiciones. Cabe destacar, además de las diferencias en Cromo, que la calidad con 18% en Cromo presenta un mayor contenido en Carbono y especialmente en Molibdeno. Este último favorece la templabilidad de la aleación y un endurecimiento secundario tras el revenido (Inthidech et al., 2012). La Fig. 1 muestra la microestructura obtenida para la calidad con 18% en Cromo tras los diferentes tratamientos térmicos. Las Figs. 1 (a y b) muestra la microestructura formada tras el temple en aceite. Ésta está formada por austenita proeutéctica y el constituyente eutéctico, donde la austenita formaría la fase matriz y los carburos eutécticos K₂ la fase dispersa. Esta austenita se habría transformado mayoritariamente en martensita. Cabe destacar la presencia de carburos secundarios, precipitados principalmente en la austenita proeutéctica, mostrando ésta una coloración más oscura que la austenita del constituyente eutéctico. Esto pudiera deberse a la segregación del Mo hacia el líquido eutéctico favoreciendo un enriquecimiento de la asutenita eutéctica en este elemento, lo cual tiene un efecto inhibidor de la precipitación de carburos secundarios (Efremenko et al., 2013). La Fig. 1c muestra la microestructura tras el primer revenido y puede apreciarse como en este caso la distribución de los carburos secundarios resulta más homogénea. La Fig. 2 muestra la microestructura de la calidad con 25% en Cromo, la Fig. 2a tras el tratamiento del temple en aceite y la Fig. 2b tras el primer revenido. Esta microestructura es muy similar a obtenida para la calidad con 18% en Cromo. Sin embargo, en este caso, debe destacarse que la distribución de los carburos secundarios tras el tratamiento de temple resulta más homogénea que en el caso anterior. La Fig. 3 muestra la evolución de la distribución de estos carburos secundarios para la Fundición con 18% en Cromo, desde el temple en aceite hasta su primer revenido. La Fig. 3a muestra que la precipitación de los carburos secundarios tras el temple se produce mayoritariamente en la austenita proeutéctica. La Fig. 3b muestra que ésta se produce tanto en las juntas de grano austenítico como en su interior. El diámetro de estos carburos es del orden de 1–2 micras. Las Figs. 3 (c - d) muestran una distribución más uniforme tras el primer y segundo revenido. La Fig. 4 muestra la distribución de carburos secundarios en la Fundición con 25% en Cromo. La Fig. 4a confirma una distribución más uniforme de los carburos secundarios entre la austenita proeutéctica y la eutéctica, y la Fig. 4b parece indicar un aumento de la densidad de carburos secundarios tras el segundo revenido.

La Fig. 5 muestra los difractogramas obtenidos para ambas calidades. La Fig. 5a para la calidad con 18% en Cromo y la Fig. 5b para la calidad con 25% en Cromo. Para identificar las fases presentes y determinar sus porcentajes en peso se empleó el método de afinamiento estructural de Rietveld. La Fig. 6 muestra los ajustes Rietveld de las figuras experimentales de difracción (Hou et al., 2009). En las probetas analizadas del grupo con 18% en Cromo se observa que el temple estabiliza la martensita, que junto con el carburo K₂, son las fases mayoritarias. También puede discernirse un pequeño porcentaje de austenita retenida. El primer revenido conduce a la redisolución parcial de carburos K₂, muy probablemente porque el periodo de revenido resultó excesivo, y a la precipitación de carburos del tipo M₂C. Estos carburos presentan una mayor dureza que los carburos K₂. 2200 HV frente a 1600 HV. Sin embargo, durante el segundo revenido esta tendencia se invierte, precipitando nuevos carburos K₂ y redisolviéndose parcialmente los carburos M₂C, posiblemente por el excesivo tiempo de permanencia a 500 ºC durante este segundo revenido. Con respecto a las probetas del grupo con 25% en Cromo, los difractogramas demuestran que esta composición es más estable ante los distintos tratamientos, estando su microestructura constituida fundamentalmente por martensita y carburos K₂. En este caso la austenita retenita tras el temple resulta ser mínima, y nula tras el primer revenido. Este hecho parece significar que la temperatura M_s es ligeramente superior en la calidad con 25% en Cromo que en la de 18% Cromo, quizá debido a presentar esta última un contenido más elevado en Carbono. Las Tablas 2 y 3 muestran los parámetros microestructurales y distribuciones en peso de las fases identificadas en cada difractograma, tras los diferentes tratamientos térmicos a los que fueron sometidas estas calidades. De su análisis cabe destacar que:

La Tabla 4 muestra las durezas obtenidas, tomando 20 medidas en cada muestra. Como era de esperar, la calidad con 18% en Cromo sufre un endurecimiento secundario tras el segundo revenido.

La Fig. 8 muestra los resultados obtenidos tras los ensayos de desgaste abrasivo. Se constata que las microestructuras obtenidas tras el temple en aceite son las que presentan una mayor resistencia frente al desgaste abrasivo. La calidad con un 25% en Cromo es la que presenta el mejor comportamiento. Ésta presenta un mayor porcentaje de martensita tras dicho temple, por lo que se deduce que esta fase juega un papel relevante en la resistencia al desgaste abrasivo.

La Fig. 9 muestra los resultados obtenidos tras los ensayos de Flexión. Todas las roturas se produjeron sin deformación plástica. La Fig. 9a muestra los valores obtenidos de Resistencia y Rigidez (representada por el Módulo de Elasticidad). La Fig. 9b muestra la deformación obtenida en cada muestra, representada por el cociente entre la flecha máxima alcanzada y el espesor de la muestra. Cabe destacar que la calidad con 25% en Cromo tras los dos revenidos, a pesar de presentar la mayor proporción en peso total de carburos, fue la que alcanzó una mayor Resistencia, un mayor Módulo de Elasticidad, una mayor Deformación, y una menor Dureza. En ambas calidades se verificó una pérdida de rigidez y de capacidad de deformación tras el primer revenido, y su posterior recuperación tras el segundo revenido. Se analizaron los mecanismos de fractura de estas calidades. La Fig. 10 muestran unas fractografías obtenidas para la calidad con 25% en Cromo tras el temple en aceite, Fig. 10a, y tras el temple en aceite y doble revenido, Fig. 10b. La Fractura resulta frágil en ambos casos, y mayoritariamente transgranular. Sin embargo, puede observarse la presencia de áreas con fractura dúctil en la calidad con 25% en Cromo, lo cual justifica su mayor capacidad de deformación y su mayor resistencia a la fractura. Debe destacarse, que esta calidad es la que presentaba un mayor porcentaje en peso de martensita tras el temple en aceite, y por tanto, el doble revenido ha supuesto la precipitación de una gran cantidad de carburos secundarios de muy pequeño tamaño en una matriz de martensita doblemente revenida, que es la que ha generado áreas de fractura dúctil que han permitido elevar la capacidad de deformación y la fractura bajo mayores esfuerzos.

4. CONCLUSIONESTOP

Por aplicación del método de afinamiento estructural de Rietveld se identificaron y ponderaron las fases presentes en fundiciones blancas hipoeutécticas con 18 y 25% en Cromo tras temple en aceite y tras sucesivos revenidos. Se correlacionaron los resultados con el comportamiento frente al desgaste abrasivo y esfuerzos de flexión, obteniéndose las siguientes conclusiones:

REFERENCIASTOP