ES2245821T3 - Acero carburizado por fuera. - Google Patents
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Abstract
Una aleación de acero endurecido por fuera que comprende 0,05 a 0,24 por ciento en peso de carbono en combinación con 15 a 28 por ciento en peso de cobalto, 1,5 a 9,5 por ciento en peso de níquel, y uno o más aditivos sacados del grupo compuesto por: 3,5 a 9,0 por ciento en peso de cromo, hasta 2,5 por ciento en peso de molibdeno, hasta 0,2 por ciento en peso de vanadio; y el resto, hierro.
Description
Acero carburizado por fuera.
Esta invención se refiere a una nueva clase de
aleaciones de acero especialmente útil para la fabricación de
engranajes endurecidos por fuera y otros productos hechos de
aleaciones de acero carburizadas por fuera.
Actualmente, hay en el mercado varios aceros para
engranajes y cojinetes de altas prestaciones. Un cierto número de
estos materiales utilizan carburos primarios para conseguir su alta
dureza de superficie y otros usan condiciones de temple de fase uno
o fase tres con fortalecimiento de carburo épsilon o cementita. Se
forman carburos primarios cuando el contenido en carbón excede el
límite de solubilidad durante el tratamiento en solución y
precipitan grandes carburos de aleación. Este es el caso en
particular de aceros de endurecimiento secundario que usan
fortalecimiento de carburo de aleación para una mayor estabilidad
térmica para mejorar propiedades, tal como la resistencia al rayado.
Sin embargo, las investigaciones indican que la formación de carburo
primario puede tener un efecto perjudicial tanto en la resistencia a
la fatiga de flexión como en la resistencia a la fatiga de contacto.
La formación de carburos primarios puede también hacer difícil el
control del proceso para la prevención de distribuciones de carburo
indeseables, tal como redes. Además, la formación de carburo
primario en el acero actual para engranajes y cojinetes puede llevar
a una inversión en las tensiones compresivas residuales beneficiosas
en la superficie. Esto se debe a una inversión de la distribución
espacial de la temperatura de inicio de la martensita, debido al
consumo de elementos estabilizantes de austenita por los carburos
primarios. Por lo tanto, se ha desarrollado una necesidad de
aleaciones de acero que se puedan endurecer por fuera, que no
dependan de la formación de carburo primario, sino que ofrezcan un
comportamiento de endurecimiento secundario para estabilidad térmica
superior. Esta invención proporciona una nueva clase de acero que
cumple este requisito, mientras que promueve un comportamiento al
endurecimiento secundario más eficaz para permitir niveles de dureza
de superficie más altos para unas mejoras aún mayores en las
resistencias a la fatiga y al desgaste.
En aplicaciones de desgaste deslizante, la
formación de carburos primarios puede ser beneficiosa; sin embargo,
en los aceros actuales para engranajes y cojinetes esto puede llevar
a una inversión en las tensiones compresivas residuales beneficiosas
en la superficie, debido al consumo de elementos que promueven la
capacidad de endurecimiento de los carburos primarios.
Por lo tanto, se ha desarrollado una necesidad de
aleaciones de acero que se puedan endurecer por fuera, que no
dependan de la formación de carburo primario.
Brevemente, la presente invención proporciona una
aleación de acero endurecido por fuera, que comprende 0,05 por
ciento en peso a 0,24 por ciento en peso de carbono en combinación
con 15 a 28 por ciento en peso de cobalto, 1,5 a 9,5 por ciento en
peso de níquel y uno o más aditivos formados del grupo que consiste
en 3,5 a 9,0 por ciento en peso de cromo, hasta 3,5 por ciento en
peso de molibdeno y hasta 0,2 por ciento en peso de vanadio.
Las características microestructurales son un
acero de matriz de martensita en listones Ni-Co
fortalecido por carburos M_{2}C que contiene típicamente Cr, Mo y
V. El tratamiento típico de esta clase de aceros incluye carburizado
por fuera, tratamiento en solución, enfriamiento y temple, aunque
debido al alto contenido en aleación, puede no requerirse el
enfriamiento. El carburizado por fuera produce un gradiente en la
fracción en volumen de los carburos M_{2}C y causa un aumento
concomitante de dureza y promueve una tensión compresiva residual de
la superficie. La eficacia de la reacción de fortalecimiento de
M_{2}C permite a esta clase de aceros conseguir durezas de
superficie muy altas con limitado contenido en carbono soluble. Por
lo tanto, esta clase de aceros tiene la capacidad de conseguir
durezas de superficie muy altas sin la formación de carburos
primarios.
Ventajas típicas de esta clase de aleaciones
incluyen dureza ultra-alta por fuera que lleva a
resistencia superior al desgaste y a la fatiga, propiedades de
fortaleza y tenacidad de núcleo superiores, endurecimiento por aire
opcional que causa menos deformación, y resistencia térmica más
alta.
Esta nueva clase de aceros para engranajes y
cojinetes de endurecimiento secundario son aceros de matriz que
utilizan una eficaz dispersión de fortalecimiento de precipitado de
M_{2}C. A causa de la eficacia de esta dispersión de
fortalecimiento, se puede lograr una combinación superior de
propiedades para una aplicación dada. Por ejemplo, en situaciones
donde las propiedades de superficie deseadas son similares a las de
los materiales actuales, la fortaleza y la tenacidad de núcleo
pueden ser superiores. En aplicaciones en las que se desean
propiedades de superficie superiores, los aceros descritos pueden
fácilmente superar a los materiales típicos, mientras que mantienen
propiedades de núcleo normales, y en aplicaciones que requieren
resistencia a la corrosión, estos nuevos aceros pueden proporcionar
propiedades inoxidables con propiedades mecánicas de superficie
similares a las calidades típicas de
no-inoxidables.
Estos y otros objetos, ventajas y características
de la invención serán expuestos en la descripción detallada que
sigue.
En la detallada descripción que sigue, se hará
referencia al dibujo compuesto por las siguientes figuras:
La Figura 1 es una gráfica que correlaciona la
dureza con la fuerza motriz de precipitación para los resultados
experimentales y predichos;
la Figura 2 es una gráfica que correlaciona el
tiempo de media finalización de precipitación y la constante de
velocidad de engrosamiento de media finalización para los resultados
experimentales y predichos;
la Figura 3 es una gráfica que correlaciona la
diferencia de energía libre de segregación calculada con la potencia
experimental para hacerse quebradizo;
la Figura 4 es un diagrama de bloques de flujo de
la estructura de sistema total de las aleaciones de la
invención;
la Figura 5 es una gráfica que representa la
relación entre el contenido en cobalto y en níquel para una
temperatura de Mi (inicio de martensita) de 200ºC para las
aleaciones de la invención;
la Figura 6 es un diagrama
pseudo-ternario como una función de cromo, molibdeno
y vanadio a 0,55 por ciento en peso de carbono con respecto a
aleaciones de la invención a 1000ºC; y
la Figura 7 es una gráfica que compara la dureza
de la aleaciones de acero de la invención con la de las aleaciones
carburizadas convencionales.
la Figura 8 es una gráfica que contiene datos de
ensayo de desgaste Falex para aleaciones de acero de la invención en
comparación con acero 8620 convencional.
la Figura 9 es una gráfica de datos de fatiga de
contacto de rodamiento de 3
bolas-en-varilla de NTN para
aleaciones de la invención en comparación con acero de cojinete M50
convencional.
Las aleaciones de acero de la invención se
desarrollaron usando diversas técnicas de modelado, seguidas por
confirmación experimental o ensayo. Un importante componente del
modelado es la aplicación de un banco de datos termoquímico y un
sistema de software. El sistema o programa empleado usa cálculos
termodinámicos de sistemas binarios, ternarios y cuaternarios para
extrapolar a sistemas multicomponentes de orden más alto. Los
equilibrios, los equilibrios forzados y las fuerzas motrices se
pueden calcular como funciones de la composición, del potencial
químico, además de otras funciones definidas por el usuario. Para
aplicar esta información al modelado de procesos sumamente en
desequilibrio, de interés en aleaciones reales, se describe y luego
se evalúa mediante el software Termoquímico la naturaleza dinámica
de las transformaciones de fase en términos de factores de escala
termodinámicos. Así, composiciones de acero hipotéticas fueron el
objeto de un modelo computacional inicial que supone la
precipitación de carburos M_{2}C, que conduce a una reacción de
endurecimiento secundario en aceros de fortaleza
ultra-alta. Un segundo trabajo empleó un modelo
basado en termodinámica publicada para la dependencia no lineal de
la composición de la temperatura de inicio de la martensita. Un
tercer trabajo de modelado supone la aplicación de cálculos de
mecánica cuántica a la producción de composiciones hipotéticas con
el objetivo de conseguir una resistencia mejorada a hacerse
quebradizo por hidrógeno y a fractura intergranular. Las técnicas de
modelado se siguieron luego mediante ensayo de las aleaciones
optimizadas. Lo siguiente es una exposición de consideraciones sobre
la técnica de
modelado.
modelado.
Los aceros de endurecimiento secundario de
fortaleza ultra-alta (FUA) se fortalecen mediante la
precipitación de carburos M_{2}C coherentes durante el temple. En
aceros de alto contenido en Co, en los que la recuperación de
dislocación se retarda, los carburos M_{2}C precipitan
coherentemente en las dislocaciones y proporcionan el pico de
endurecimiento secundario característico durante el temple. Se
utiliza una amplia gama de técnicas para reunir información
experimental sobre una completa gama de escalas de tamaño y tiempo
de interés. Las técnicas de microscopía de ion en campo de átomo de
prueba (MICAP), microscopía electrónica de transmisión (MET),
dispersión de neutrones con ángulo pequeño (DNAP) y difracción de
rayos X (DRX) proporcionan información sobre los parámetros de
tamaño, forma, composición y reticulado de los precipitados
M_{2}C, además de los valores de dureza resultantes que abarcan
tiempos de temple desde menos de una hora hasta más de un millar de
horas. Este estudio descubrió que la precipitación fue bien descrita
por una teoría desarrollada por Langer y Schwartz para precipitación
a elevada sobresaturación en la que el régimen de crecimiento se
suprime y la precipitación se produce mediante un proceso de
formación de núcleos y engrosamiento, manteniendo un tamaño de
partícula cercano al tamaño
crítico.
crítico.
Se identificaron dos importantes factores de
escala, basados en estas investigaciones. El núcleo crítico inicial
determina la escala de tamaño de los precipitados a lo largo de la
reacción de precipitación y la constante de velocidad de
engrosamiento determina la escala de tiempo de precipitación. La
dureza máxima en un acero de fortaleza ultra-alta se
produce comúnmente para el tamaño de partícula correspondiente a la
transición de cizallamiento de partícula a paso de Orowan. También
es ventajoso terminar la precipitación de M_{2}C a fin de disolver
toda la cementita transitoria, la cual, de no ser así, limita la
tenacidad y la vida de fatiga. Por lo tanto, cuanto más pequeño sea
el tamaño crítico de partícula inicial, más cerca de la finalización
de la precipitación se producirá la dureza máxima y se obtiene un
fortalecimiento más eficaz. La escala de tiempo de precipitación es
también importante debido a la competencia cinética entre la
reacción de endurecimiento secundario y la segregación de impurezas
a los límites de grano de la austenita previa, que conduce a un
estado quebradizo intergranular.
El tamaño de núcleo crítico inicial varía
inversamente con la fuerza motriz termodinámica para precipitación.
En el caso del carburo M_{2}C es importante incluir la influencia
de la formación de cementita previa y la coherencia en esta
cantidad. La energía pura elástica de coherencia se puede evaluar
mediante el cálculo de una inclusión elipsoidal anisotrópica, usando
el método de Eigenstrain equivalente y el impacto de redistribución
de soluto en la distribución de tensiones resultante se aborda
usando constantes elásticas de sistema abierto. Relacionando la
tensión de coherencia con la composición por medio de la dependencia
de la composición de los parámetros de reticulado de matriz y de
partícula, se determina la dependencia de la composición de la
energía pura elástica de forma compatible con el software
termodinámico. El cálculo de energía pura elástica lineal representa
un límite superior y se usa un factor de corrección para ajustar las
trayectorias de composición de precipitación de un amplio grupo de
aleaciones experimenta-
les.
les.
El impacto de la precipitación de cementita
previa se explica mediante el cálculo de la fuerza motriz coherente
en presencia del potencial de carbono adecuado para cementita de
para-equilibrio. Este potencial de carbono de
para-equilibrio se define mediante un equilibrio
entre la matriz y la cementita en el que las especies de
substitución se mantienen constantes y sólo se deja distribuir al
carbono intersticial. En esta aproximación la cementita actúa como
una fuente de carbono a potencial químico constante.
La Figura 1 representa el grado de concordancia
de la reacción de fortalecimiento de las aleaciones del modelo con
el modelo anterior. Las aleaciones del modelo contienen 16% en peso
de Co, 5% en peso de Ni y 0,24% en peso de C, con cantidades
variables de los formadores de carburo Cr, Mo, y, en algunos casos,
V. El contenido en níquel se elige para eliminar la precipitación de
austenita durante el temple, la cual, de no ser así, complica la
reacción de endurecimiento. En la Figura 1 se representa la dureza
máxima durante temple a 510ºC frente a la fuerza motriz para la
precipitación del carburo M_{2}C coherente en presencia de
cementita de para-equilibrio. Los círculos en blanco
representan aleaciones que contienen V. La relación demuestra la
capacidad de predecir valores de dureza máxima dentro de
aproximadamente +/-25 NDV, (Número de Dureza de Vickers) en esta
clase de aleaciones.
La escala de tiempo de precipitación a elevadas
sobresaturaciones, conforme al tratamiento
Langer-Schwartz, varía proporcionalmente con la
velocidad de engrosamiento de la distribución de partículas. El
modelado seguido en este trabajo se extiende sobre la teoría de
Lifshitz-Slyozov y Wager (LSW), describiendo el
engrosamiento de partículas esféricas en un sistema binario, con la
intención de eliminar las restricciones binarias de la teoría LSW y
formularla de nuevo de forma compatible con las termodinámicas
multicomponentes del software y del sistema de banco de
datos.
datos.
El resultado de este análisis describe la
velocidad de engrasamiento de una partícula de tamaño medio como una
función de los coeficientes de difusión multicomponentes, de los
coeficientes de reparto de equilibrio y de las segundas derivadas de
la energía libre de Gibbs calculadas en estado de equilibrio. La
energía superficial y el volumen molar se supone que son
independientes de la composición y se consideran constantes. De esta
forma, la constante de velocidad de engrosamiento es el resultado de
un análisis asintótico y sólo es representativo en escalas de tiempo
muy largas y muy cerca del equilibrio. Este no es, desde luego, el
caso de la precipitación del carburo M_{2}C a elevada
sobresaturación. El contenido de la matriz de la aleación está lejos
del equilibrio durante la mayor parte del proceso de precipitación,
acercándose al equilibrio sólo cerca de la finalización. Este efecto
es más severo para aleaciones que contienen cantidades
estequiométricas de formadores de carburos, al medirlo por la
diferencia relativa en el contenido de aleación de matriz durante la
precipitación y en equilibrio.
Durante la precipitación en una aleación
estequiométrica, el contenido de matriz de aleación es del mismo
orden que el contenido de aleación total, mientras que en
equilibrio, el contenido de aleación de matriz es muy pequeño. Para
definir una constante de velocidad de engrosamiento más
representativa de las condiciones corrientes durante el proceso de
precipitación, se evalúa una velocidad de engrosamiento en el punto
en que la fracción de volumen del precipitado es la mitad del valor
de equilibrio. Esto se realiza mediante el cálculo del equilibrio
coherente para el carburo M_{2}C, y luego, añadiendo energía a la
fase M_{2}C para explicar la capilaridad hasta que la cantidad de
la fase sea la mitad del valor de equilibrio. La velocidad de
engrosamiento se calcula luego a partir de las propiedades
termodinámicas de este estado. La Figura 2 representa la correlación
entre el tiempo de media-finalización y la constante
de velocidad de engrosamiento de media-finalización
de las aleaciones del modelo para las que está disponible esta
informa-
ción.
ción.
Se empleó un modelo publicado para controlar de
forma predictora la distribución espacial de las temperaturas de
inicio de martensita (Mi) en los aceros carburizados, para conseguir
estructuras completamente martensíticas con distribuciones de
tensión residual controladas. El modelo de cinética de nucleación
basado en termodinámica se calibró para la dependencia de la
composición de las temperaturas Mi medidas, usando tanto datos
bilbliográficos como cálculos de aleaciones multicomponentes
experimentales.
Son indeseables en las aleaciones propuestas los
fenómenos que favorecen un estado quebradizo intergranular. El
estado quebradizo de los aceros de fortaleza
ultra-alta se asocia con la segregación previa del
límite de grano de impurezas tal como P y S. Un tratamiento
termodinámico de este fenómeno por Rice y Wang ilustra que la
potencia de un soluto segregante para reducir el trabajo requerido
para la fractura quebradiza por un límite, está linealmente
relacionada con la diferencia en la energía de segregación para el
soluto en el límite y en la superficie libre. Específicamente, un
soluto con una energía de segregación más alta en la superficie
libre favorecerá más la quiebra, mientras que un soluto con una
energía de segregación más alta en el límite de grano mejorará la
cohesión intergranular. Un estudio sobre energías de segregación
divulgadas y sobre potencia para hacerse quebradizo (divulgada como
el cambio en la temperatura de transición de
dúctil-a-quebradizo por porcentaje
atómico de soluto en el límite de grano) en aleaciones de base Fe
demuestra estas tendencias generales; sin embargo, la dificultad
experimental de las mediciones termodinámicas de superficie da
valores ambiguos para algunos solutos.
Se usaron los cálculos del primer principio para
determinar la energía total de celdas atómicas, representando el
límite de grano de Fe \Sigma3 [110 ](111) y energía libre de (111)
con una monocapa de un soluto de impureza presente. Los cálculos se
llevaron a cabo con la técnica de energía total de onda plana
linealizada de potencial máximo (OPLPM). La estructura atómica en
cada caso se relajó para encontrar el mínimo estado de energía. Los
resultados de estos cálculos incluyen no solamente las energías de
segregación responsables de los efectos de hacer quebradizo o
mejorar la cohesión de los solutos que se segregan, sino también la
estructura electrónica fundamental de los solutos en los entornos
de límite y superficie. Una comparación de la estructura electrónica
covalente direccional entre B, un fuerte acrecentador de la
cohesión, y P, un fuerte favorecedor de la quiebra, indica el fuerte
enlace del átomo B a través del plano de límite relacionado con la
hibridación de los electrones 2p de B con la banda d de Fe. Este
enlace direccional no se ve en el caso del átomo P, el cual no
genera hibridación de forma significativa con Fe.
Los resultados de los cálculos del primer
principio se correlacionaron con la potencia experimental para hacer
quebradizo en la Figura 3. La diferencia entre las energías de
segregación de límite de grano y de superficie libre, calculadas
mediante cálculos de estructura electrónica, y el cambio observado
experimentalmente en la temperatura de transición de
dúctil-a-quebradizo se representó
para solutos C, B, P y S. Los C y B se muestran como acrecentadores
de cohesión, P y S como favorecedores de quiebra. Las diferencias de
energía computadas están en excelente concordancia con los efectos
observados en cohesión interfacial.
Consideraciones de diseño para engranajes de
altas prestaciones en aplicaciones aeroespaciales, automovilísticas
y otras aplicaciones incluyen el deseo de transmitir más potencia en
menos espacio y con menos peso de engranaje. Los aceros para
engranajes de altas prestaciones actuales son típicamente
martensitas de enfriamiento y temple de fase I, endurecidas por
fuera a través de carburizado a 60 R_{C} en la superficie con una
dureza de núcleo de típicamente 35 R_{C}, ya que los dientes del
engranaje se someten típicamente a tensiones de flexión y contacto.
Los modos de fallo en engranajes se agrupan generalmente en tres
categorías, rotura del diente, picadura de la superficie y astillado
subterráneo. La dureza alta de superficie se usa para limitar la
rotura de diente debida a fatiga a la flexión, así como a fallos de
picadura. Si la fortaleza de fatiga de contacto cae por debajo de la
tensión aplicada en cualquier punto por debajo de la superficie,
puede producirse un astillado subterráneo. Típicamente, se requiere
una profundidad de cubierta de 1 mm para proporcionar la fortaleza
de fatiga adecuada para evitar el astillado subterrá-
neo.
neo.
Los aceros de endurecimiento secundario templados
de fase IV ofrecen numerosas ventajas frente a los aceros para
engranajes convencionales. El fortalecimiento eficaz y la tenacidad
superior conseguidos en aceros de endurecimiento secundario permite
que se logre una mayor dureza de núcleo y cubierta, reduciendo el
tamaño y el peso de los engranajes necesarios para transmitir una
potencia dada. La mayor resistencia a la temperatura de los aceros
de endurecimiento secundario permite la operación a temperaturas más
altas y a tiempos más largos antes de que se degraden las
prestaciones a través de mecanismos tal como rayado. Además,
recientes resultados en aleaciones de endurecimiento secundario
comerciales indican que es posible la fundición de estos aceros.
El análisis de sistemas del sistema de acero de
endurecimiento secundario de cubierta-núcleo es el
primer paso en el proceso de diseño. La Figura 4 ilustra la
estructura total de sistema de
proceso/estructura/propiedades/rendimiento para engranajes de alta
densidad de potencia fabricados mediante tres vías de tratamiento
alternativas, proceso de lingote forjado convencional, fundición de
conformado con la mínima cantidad posible de material bruto y
proceso de polvos. Los aceros para engranajes de endurecimiento
secundario que pueden endurecerse por fuera son un subsistema de
este diagrama de flujo de bloques y son el centro de esta
descripción. Las etapas de tratamiento secuencial dictan la
evolución de las microestructuras de cubierta y núcleo, las cuales
determinan la combinación de propiedades requeridas para el
rendimiento global del sistema. Tanto la cobertura como el núcleo
consisten en microestructuras de una martensita con alto contenido
en Co, para la resistencia a la recuperación de dislocación esencial
para un endurecimiento secundario eficaz, y Ni, para la resistencia
a las grietas. Se facilita el fortalecimiento mediante la
precipitación coherente de carburos M_{2}C finos en las
dislocaciones. Esta reacción de endurecimiento secundario disuelve
la cementita transitoria y termina la reacción de precipitación, a
fin de eliminar cementita para una tenacidad y una resistencia a la
fatiga altas. La dispersión de refinación de grano tiene un doble
impacto en la tenacidad. Limitando el crecimiento de grano a elevada
temperatura durante el tratamiento en solución, se inhiben los modos
intergranulares quebradizos de fractura.
Las partículas de refinación de grano desempeñan
también un importante papel en la nucleación de microhueco dúctil y
en el comportamiento de fractura de coalescencia. Así, se desea
conservar una fracción de volumen y tamaño adecuadas para asegurar
los límites de grano, mientras se eligen las fases con la mayor
cohesión interfacial. También es deseable el control de la química
de límite de grano para evitar un estado quebradizo intergranular
(tal como el hacerse quebradizo por hidrógeno) en colaboración con
segregación previa de impurezas que favorecen la quiebra. Durante el
temple, las impurezas se segregan a los límites de grano y en el
caso de P y S reducen la cohesión interfacial del límite, fomentando
el estado quebradizo intergranular. Se usa un cierto número de
métodos para evitar este problema. Se pueden utilizar compuestos que
eliminan impurezas por vía implantación iónica u otras, para
inmovilizar las impurezas en compuestos estables, reduciendo la
segregación al límite de grano. A fin de producir los compuestos más
estables, sin embargo, se requiere un proceso de solidificación
rápida. Dentro de sus límites de solubilidad, se pueden añadir
deliberadamente segregantes adicionales tal como B, para mejorar la
cohesión intergranular, y se puede aumentar la velocidad de
precipitación para la reacción de endurecimiento secundario para
limitar el tiempo a la temperatura para la segregación perjudicial
de límite de grano.
Como primera etapa de diseño, se estiman los
niveles de carbono de núcleo y cubierta requeridos para la dureza
deseada. Esto se hace mediante ajuste de datos para aceros
existentes de Ni-Co de endurecimiento secundario con
un modelo de fortalecimiento de Orowan y extrapolando hasta la
fortaleza deseada. Se estima que se necesita un contenido en carbono
de núcleo de 0,25% en peso y un contenido en carbono de cubierta de
0,55% en peso para proporcionar la dureza de núcleo y cubierta
deseadas en este acero de Ni-Co.
La siguiente etapa es determinar la composición
de matriz del Fe, el Ni y el Co. A fin de producir la deseada
morfología de martensita en listones, se requiere una temperatura de
Mi de 200ºC o superior. Usando el modelo cinético de nucleación para
la dependencia de la composición de la temperatura Mi, se determina
la variación con el contenido en Ni y Co. Este resultado se ilustra
en la Figura 5 para el contenido en carbono de cubierta usando una
composición preliminar de formadores de carburo igual a 5% en peso
de Cr, 0,5% en peso de Mo y 0,0% en peso de V. Puesto que la
cubierta tiene un contenido en carbono más alto que el núcleo, el
núcleo poseerá una temperatura Mi más alta que la cubierta. En la
Figura 5 se indica el contenido en Co y Ni requerido para fijar la
temperatura Mi a 200ºC. Puesto que se desea un alto contenido en Ni
para evitar la fractura por grietas, se escogió una composición que
contiene 25% en peso de Co. Esto permite que se use el contenido en
Ni más alto posible, aproximadamente 3,5% en peso. Estos cálculos se
repiten luego por coherencia, cuando la composición de los
formadores de carburo se refine de nuevo.
Para definir la composición óptima de los
formadores de carburo, se aplica un cierto número de restricciones
de diseño. La cantidad total de formadores de carburo en la aleación
debe ser mayor que la requerida para consumir el carbono presente en
la cubierta. Este límite inferior asegura que, en la finalización,
la cementita, que favorece la quiebra, se convierta completamente en
carburo M_{2}C. A fin de reducir la segregación de límite de
grano, se maximiza la velocidad de precipitación. Esto permite el
tiempo de temple más corto posible. La fuerza motriz de
precipitación coherente se maximiza para proporcionar un tamaño
crítico de partícula pequeño para el M_{2}C y un fortalecimiento
más eficaz. Finalmente, se limita la temperatura de solución a
1000ºC. Esto permita que los carburos que contienen Cr, Mo y V tal
como M_{23}C_{6}, M_{7}C_{3}, MC y M_{6}C, se disuelvan a
temperaturas de proceso razonables, mientras se mantienen carburos
TiC de capa muy fina para actuar como la dispersión de refinación de
grano.
Los cálculos para la constante de velocidad de
precipitación indican que son favorables composiciones de Mo bajo,
mientras que los cálculos de fuerza motriz han demostrado el efecto
altamente beneficioso de contenidos más altos de V. Las
restricciones de solubilidad se presentan mediante el diagrama en la
Figura 6. Aquí los campos de fase de equilibrio a 1000ºC se dan como
una función del contenido en Cr y V. El contenido en Mo se determina
mediante los requerimientos de estequiometría, la composición de la
matriz se saca de los cálculos anteriores, y el contenido en carbono
representa la composición de cubierta. El punto en el diagrama
dentro del campo FCC de fase única que maximiza el contenido en V y
minimiza el contenido en Mo representa el cumplimiento de la
solución de compromiso de los criterios de diseño. Esta composición
es 4,8% en peso de Cr, 0,03% en peso de Mo y 0,06% en peso de V. Al
rehacer el cálculo de la composición de la matriz usando los
formadores finales de carburo resulta una composición de la aleación
de Fe - 25 Co - 3,8 Ni - 4,8 Cr - 0,03 Mo - 0,06 V - 0,55
(cubierta)/0,25 (núcleo) C (en % en peso). De forma coherente con
las predicciones del modelo de la Figura 3, se añade una adición de
boro soluble de 15-20 ppm para mejorar la
resistencia a la quiebra intergranular.
Se preparó una hornada de inducción de vacío de
7,71 kg a partir de materiales de alta pureza. El lingote se forjó a
1150ºC en una barra de 0,000806 m^{2} por 0,965 m de largo. La
temperatura Mi de la aleación se determinó a partir de dilatometría
y se encontró que concordaba con las predicciones del modelo. La
respuesta de tratamiento en solución de la aleación se determinó a
partir de medidas de dureza en la condición de temple de fase I. Las
condiciones de proceso óptimas para el material de núcleo se
determinó que fueran un tratamiento de solución de 1 hora a 1050ºC,
seguido por un enfriamiento con aceite y por una congelación rápida
con nitrógeno líquido. Después del tratamiento óptimo de solución,
un temple de 12 horas a 482ºC produce la dureza
sobre-envejecida deseada de 55 R_{C} para el
material de núcleo. El material se carburizó luego con plasma y se
procesó usando estos parámetros. El potencial C, la temperatura y el
tiempo usados en el tratamiento de carburizado se determinaron a
partir de simulaciones con software de difusión multicomponente para
proporcionar el contenido en carbono de superficie fijado como
objetivo de 0,55% en peso y una profundidad de cubierta de 1 mm. La
curva marcada C2 en la Figura 7 representa el perfil de dureza
logrado para la muestra carburizada. Se obtuvieron una dureza de
superficie de 67 DR_{C} y una profundidad de cubierta de
1 mm.
1 mm.
Usando técnicas y procesos de esta naturaleza, se
desarrollaron y probaron las siguientes aleaciones que se exponen en
la Tabla 1:
\vskip1.000000\baselineskip
Aleación | Fe | Co | Ni | Cr | Mo | V | C |
(Núcleo) | |||||||
A1 | Bal. | 18 | 9,5 | 3,5 | 1,1 | 0,08 | 0,20 |
C2 | Bal. | 25 | 3,8 | 4,8 | 0,03 | 0,06 | 0,237 |
C3 | Bal. | 28 | 3,25-3,15 | 5,0 | 1,75-2,50 | 0,025 | 0,05-0,18 |
CS1 | Bal. | 15 | 1,5 | 9,0 | 0,0 | 0,2 | 0,05-0,20 |
\vskip1.000000\baselineskip
La primera, A1, está destinada a sustituir a los
materiales de engranaje actuales en aplicaciones donde no es
factible el rediseño de componentes, pero se necesitan una fortaleza
y una tenacidad de núcleo más altas. Como tal, A1 tiene propiedades
de desgaste en la superficie similares a las propiedades comerciales
actuales, pero posee una tenacidad y una fortaleza de núcleo
superiores, DR_{C} 54 y una K_{1C} de >75 Ksi interno. La
segunda aleación C2 corresponde a la aleación prototipo precisamente
descrita. La tercera aleación, C3, promueve las propiedades
superficiales lo más posible, mientras que mantiene unas adecuadas
fortaleza y tenacidad de núcleo. Como también se muestra mediante
los perfiles de dureza de la Figura 7, la aleación ha alcanzado una
dureza de superficie correspondiente a DR_{C} 69. Ensayos de
desgaste para el material carburizado en un simulador de engranaje
Falex estándar muestran pérdidas de peso muy reducidas comparadas
con las del acero 8620 carburizado estándar en la Figura 8. Un
ensayo de fatiga de contacto de
bola-en-varilla (tipo NTN) realizado
a una tensión de contacto Hertziano de 786 ksi indica un aumento de
orden de magnitud en la vida de fatiga de L_{10}, comparado con
acero para cojinetes M50, como se muestra en la Figura 9. La cuarta
aleación en la Tabla 1, CS1, representa una variante inoxidable de
esta clase de aleación. Destinada a afrontar las propiedades de
superficie de materiales para engranajes y cojinetes
no-inoxidables con la fortaleza y la tenacidad de
núcleo suficientes, la aleación ha logrado una resistencia a la
corrosión mejor que 440C mediante polarización anódica realizada en
agua destilada con una fase neutra (añadiendo sacarosa para la
conductividad eléctrica). Se demostraron comportamientos relativos
similares en una solución de NaCl al 3,5%. En ensayos de niebla de
sal, CS1 sobrepasó el rendimiento de 440C y de los aceros
inoxidables carburados comerciales, la diferencia de rendimiento se
amplió cuando los ensayos se completaron en muestras en estado
carburizado. La aleación carburizada consiguió propiedades mecánicas
de superficie equivalentes a A1, mientras que mantenía la
resistencia a la corrosión. En los ensayos RFC del tipo representado
en la Figura 9, tanto A1 como CS1 mostraron vida de fatiga de
L_{10} igual o superior a la del acero para cojinetes M50. La
tabla de abajo (Tabla 2) resume el rendimiento conseguido en las
cuatro
aleaciones:
aleaciones:
Aleación | Dureza^{1} | Tenacidad^{2} | Dureza^{3} | Fatiga^{4} a | L_{10} de | Resistencia^{6} |
de | de | de | la Flexión | Fatiga^{5} de | a la | |
Núcleo | Núcleo | Superficie | Contacto de | Corrosión | ||
Rodamiento | ||||||
A1 | 54 R_{C} | > 75 | > 61 R_{C} | \geq EN36C | \geq M50 | NA |
ksi interno | ||||||
C2 | \leq 58 R_{C} | ajustable | 67 R_{C} | NA | en curso | NA |
C3 | \leq 59 R_{C} | ajustable | 69 R_{C} | NA | 10 x M50 | NA |
CS1 | \leq 53 R_{C} | \geq 25 | 63 R_{C} | NA | \geq M50 | > 440C |
ksi interno | ||||||
ajustable | ||||||
^{1}Dureza determinada mediante ASTM E18. | ||||||
^{2}Tenacidad de núcleo determinada mediante ASTM E813. | ||||||
^{3}Dureza de superficie determinada mediante E384. | ||||||
^{4}Fatiga a la flexión determinada usando un ensayo de combadura de 4-puntos. | ||||||
^{5}Fatiga de contacto de rodamiento determinada mediante técnicas de 3 bolas-en-varilla de NTN. | ||||||
^{6}Resistencia a la corrosión determinada mediante polarizaciones anódicas y sal para ensayo. |
Cada aleación tiene una dureza de superficie y
una dureza de núcleo que exceden a las de las composiciones previas
de la técnica, logradas a un coste más bajo. Las aleaciones de la
invención están compuestas y hechas de acuerdo con esta descripción,
pero son factibles variantes dentro de la técnica. La invención, por
tanto, sólo está limitada por las siguientes reivindicaciones y
equivalentes.
Claims (4)
1. Una aleación de acero endurecido por fuera que
comprende 0,05 a 0,24 por ciento en peso de carbono en combinación
con 15 a 28 por ciento en peso de cobalto, 1,5 a 9,5 por ciento en
peso de níquel, y uno o más aditivos sacados del grupo compuesto
por: 3,5 a 9,0 por ciento en peso de cromo, hasta 2,5 por ciento en
peso de molibdeno, hasta 0,2 por ciento en peso de vanadio; y el
resto, hierro.
2. La aleación de la reivindicación 1, la cual
está endurecida por fuera en el margen de dureza de superficie mayor
que aproximadamente 60 Rockwell C.
3. La aleación de la reivindicación 1, la cual
está endurecida en el núcleo en el margen mayor que aproximadamente
50 Rockwell C.
4. Un engranaje que comprende la aleación de la
reivindicación 1.
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