ES2245821T3

ES2245821T3 - Acero carburizado por fuera.

Info

Publication number: ES2245821T3
Application number: ES99904334T
Authority: ES
Inventors: Charles J. Kuehmann; Gregory B. Olson; John P. Wise; Carelyn Campbell
Original assignee: Northwestern University
Current assignee: Northwestern University
Priority date: 1998-01-28
Filing date: 1999-01-28
Publication date: 2006-01-16
Anticipated expiration: 2019-01-28
Also published as: EP1051530A4; US6485582B1; US6464801B2; ATE299535T1; DE69926115D1; US6635126B2; US6176946B1; US20020029825A1; KR20010040446A; US20030094216A1; WO1999039017A1; DE69926115T2; MXPA00007445A; EP1051530A1; JP3487825B2; AU742183B2; EP1051530B1; AU2475199A; JP2002501984A; KR100422416B1

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.

Antecedentes de la invención

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.

Compendio de la invención

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.

Breve descripción del dibujo

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.

Descripción de las realizaciones preferidas

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.

Endurecimiento Secundario

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.

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.

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.

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.

Temperaturas Mi

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.

Cohesión Interfacial

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.

Diseño de materiales Antecedentes

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.

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.

Análisis

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.

Diseño

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.

Ejemplos

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.

Usando técnicas y procesos de esta naturaleza, se desarrollaron y probaron las siguientes aleaciones que se exponen en la Tabla 1:

\vskip1.000000\baselineskip

TABLA 1

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:

TABLA 2

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

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.