comimsa · aceptada para su defensa como especialista en tecnología de la soldadura industrial. el...
TRANSCRIPT
CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
®
COMIMSA
ANÁLISIS DE LAS CAUSAS QUE PRODUCEN FISURAS DEBIDO A
ESFUERZOS INTERNOS EN ACERO 41B17, CARBURIZADO Y UNIDOMEDIANTE EL PROCESO GMAW
POR
JUAN ERNESTO HERRERA LIMONES
REPORTE DE PROYECTO
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTAEN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
MONTERREY, NUEVO LEÓN. JULIO 2016
CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
ANÁLISIS DE LAS CAUSAS QUE PRODUCEN FISURAS DEBIDO A
ESFUERZOS INTERNOS EN ACERO 41B17, CARBURIZADO Y UNIDOMEDIANTE EL PROCESO GMAW
POR
JUAN ERNESTO HERRERA LIMONES
REPORTE DE PROYECTO
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTAEN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
MONTERREY, NUEVO LEÓN. JULIO 2016
Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
Gerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los miembros del Comité Tutorial recomendamos que la Reporte de
proyecto "ANÁLISIS DE LAS CAUSAS QUE PRODUCEN FISURAS DEBIDO
A ESFUERZOS INTERNOS EN ACERO 41B17, CARBURIZADO Y UNIDO
MEDIANTE EL PROCESO GMAW", realizada por el alumno (a) JUAN
ERNESTO HERRERA LIMONES, con número de matrícula 15ES-206 sea
aceptada para su defensa como Especialista en Tecnología de la Soldadura
Industrial.
El Comité Tutorial
Dr. MéTvyn
Tutor Académico
Ing. Jairo Mendoza Rodríguez Dr. Eduardo Hurtado Delgado
Tutor en Planta // Asesor
Dr. f(eJípe Arturo Reyes Valdés
Coordinador de Posgrado
Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
Gerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los abajo firmantes, miembros del Jurado del Examen de especialización
del alumno JUAN ERNESTO HERRERA LIMONES, una vez leído y revisado el
reporte de proyecto titulado "ANÁLISIS DE LAS CAUSAS QUE PRODUCEN
FISURAS DEBIDO A ESFUERZOS INTERNOS EN ACERO 41B17,
CARBURIZADO Y UNIDO MEDIANTE EL PROCESO GMAW", aceptamos que
el reporte de proyecto revisado y corregido, sea presentado por el alumno para
aspirar al grado de Especialista en Tecnología de la Soldadura Industrial durante
la defensa del reporte de proyecto correspondiente.
Y para que así conste firmamos la presente a los 6 días dej/frjes de Agosto del
año 2015.
Vázquez
Presidente
García
Dr. Melvyn Alvarez Vera
Vocal
tor Manuel
ndez García
Secretario
Dedicatoria
A Dios, quien es el que me soporta en cada paso y en quien todo lo puedo.
A mi esposa Cynthía Beltran Luna, quien me alentó a tomar éste reto y meayudo a sobrellevarlo cada día durante un año y medio, brindándome siempre elaliento y el amor para seguir adelante.
A mi hijo Rogelio Herrera Beltran, quien a pesar de su corta edad, entendió ysupo compartir el tiempo que era dedicado para él para poder dedicárselo a misestudios de posgrado.
A mis padres, Ernesto Herrera y Magdalela Limones, quien con todo su cariñome alientan y animan en cada paso de mi vida.
A toda mi familia y la de mi esposa, que sin yo merecerlo, me animan y creenen mí en cada reto que la vida me presenta.
A todos los Doctores y Maestros de COMIMSA, quienes tienen la dedicacióny la vocación para seguir formando alumnos que seguirán sus pasos en estacarrera interminable que es el conocimiento.
A CATERPILLAR quien sin ella no habría tenido la oportunidad de incrementarmi conocimiento y aplicarlo en sus instalaciones.
índice general
SÍNTESIS 1
CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN 2
1.1 Antecedentes 2
1.2 Objetivo general 4
1.2.1 Objetivos específicos 5
1.3 Justificación 5
1.4 Planteamiento del problema 5
1.5 Aportación tecnológica 7
1.6 Alcance 7
CAPÍTULO 2. MARCO TEÓRICO 9
2.1 Aceros para rodamientos 9
2.1.1 Aceros al boro 11
2.1.2 Diámetro Ideal 12
2.1.2.1 Tamaño de grano austenitico 15
2.1.3 Templabilidad mediante ensayo Jominy 17
2.2 Aceros endurecidos por carburación 20
2.2.1 Definición 21
2.2.1.1 Difusión 21
2.2.1.1.1 Mecanismos de difusión 22
2.2.1.1.1.1 Difusión por vacancia 22
2.2.1.1.1.2 Difusión Intersticial 22
2.2.1.1.2 Energía de activación para la difusión 24
2.2.1.1.3 Velocidad de difusión (Primera ley de Fick) 25
2.2.1.1.4 Perfil de composición (Segunda ley de Fick) 26
2.2.2 Proceso de carburación 27
2.2.2.1 Proceso de carburación en líquido 28
2.2.2.2 Proceso de carburación en solido 28
2.2.2.3 Proceso de carburación en Gas 29
2.2.2.3.1 Variables de la carburación en gas 29
2.3 Defectos en tratamiento térmico 36
2.3.1 Sobrecalentamiento y quema de los aceros de baja aleación 36
2.3.2 Esfuerzos residuales 37
2.3.2.1 Esfuerzos residuales de compresión 38
2.3.2.2 Esfuerzos residuales de tensión 39
2.3.3 Desarrollo de esfuerzos residuales en partes procesadas 40
2.3.3.1 Contracción térmica 42
2.3.3.2 Patrón de esfuerzos residuales debido a la contracción térmica 42
2.3.3.3 Patrón de esfuerzos residuales debido a los cambios térmicos y de
volumen transformacional 44
2.3.4 Fractura de temple 47
2.3.4.1 Diseño de la pieza 48
2.3.4.2 Grados del acero 48
2.3.4.3 Defectos en las piezas 49
2.3.4.4 Prácticas de tratamiento térmico 49
2.3.4.4.1 Acero descarburizado 50
2.3.4.4.2 Aleación de acero carburizado 51
2.3.4.4.3 Aceros Nitrurados 52
2.3.4.5 Prácticas de revenido 52
2.4 Proceso de GMAW 53
2.4.1 Principios de Operación del proceso GMAW 54
2.4.2 Equipo para soldar con GMAW 55
2.4.3 Modos de transferencia del Metal en el proceso GMAW 56
2.4.3.1 Transferencia Globular 56
2.4.3.2 Transferencia en espray 57
2.4.3.3 Transferencia de corto circuito 57
CAPÍTULO 3. DESARROLLO DEL PROYECTO 59
3.1 Metodología general 59
3.1.1 Diagrama de flujo del proceso 60
3.1.2 Metodología de la caracterización 80
3.1.2.1 Etapas del análisis 80
3.1.3 Caracterización 81
3.1.3.1 Abstracto 81
3.1.3.2 Antecedentes 81
3.1.3.3 Discusión 84
3.1.3.4 Resumen de la Discusión 93
3.2 Corrección del problema con metodología propuesta 93
CAPÍTULO 4. RESULTADOS Y ANÁLISIS 98
4.1 Resultados 98
4.2 Análisis de Resultados 99
CAPÍTULO 5 101
CONCLUSIONES 101
RECOMENDACIONES 102
Bibliografía 103
índice de tablas 105
índice de figuras 106
RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO 110
SÍNTESIS
Los aceros aleados son muy utilizados en la industria de la manufactura,
sobretodo en el ramo de la industria metal mecánica. Los elementos de aleación
ayudan a los aceros a mejorar sus propiedades mecánicas tales como,
mejoramiento de la resistencia en trabajos en caliente, aumento de la dureza,
mejoramiento de la tenacidad, mejoramiento de la ductilidad, entre otras.
En este trabajo de reporte de proyecto se documentarán las causas que dan
lugar a las fisuras o fracturas en dichos aceros aleados, pero con la particularidad
de que se enfocará en aquellos que han sido tratados térmicamente por medio
del proceso de cementación gaseosa, templados y revenidos, para después ser
soldados mediante el proceso de GMAW (Gas Metal Are Welding). Se enfocará
el reporte de proyecto en el acero 41B17 el cual ha sido modificado por el
fabricante del producto del caso de estudio añadiendo Boro, esto para mejorar la
templabilídad de este material.
El proceso de soldadura que se utiliza, como antes de describió, es el de arco
metálico protegido por gas. El tipo de transferencia que se tiene es la de espray,
la mezcla de gas utilizada es 90 % Ar, 10% CO2, se utiliza polaridad invertida con
un electrodo ER70S-3. Todas las soldaduras que se aplicaron durante el
procesamiento de la pieza de estudio están bajo los parámetros que este
fabricante requiere. Una vez encontrada la muestra a analizar, se sigue la guía
de caracterización para poder definir las pruebas a realizar, entre las que
destacan la de análisis químico, prueba de dureza (y microdureza), prueba de
partículas magnéticas, fractografía y mícrografías.
Todos los resultados aquí obtenidos fueron discutidos con el tutor en planta antes
de su publicación.
CAPITULO 1. INTRODUCCIÓN
1.1 Antecedentes
La industria metal mecánica siempre ha estado en búsqueda de formas más
eficientes e inteligentes de utilizar los aceros durante sus procesos de
fabricación, esto siempre con el fin de garantizar la durabilidad de los productos,
y asimismo, tener un mejor rendimiento en los costos de operación que implica
su fabricación.
Por lo anterior, la utilización de los aceros aleados juega un papel fundamental
dentro de la industria metal mecánica, ya que con sus diversas cualidades como
el reducir lo distorsión, incrementar la resistencia mecánica, la tenacidad, la
ductilidad, mejorar la maquinabilidad entre otras, ayudan a cumplir con las
necesidades de la industria.
Se da el nombre de aceros aleados a los aceros que además de los cinco
elementos como los son el carbono, silicio, manganeso, fósforo y azufre,
contienen también cantidades relativamente importantes de otros elementos
como el cromo, níquel, molibdeno, etc., que sirven para mejorar alguna de sus
características fundamentales. (1)
También puede considerarse aceros aleados a los que contienen alguno de los
cuatro elementos diferentes del carbono que antes se han citado, en mayor
cantidad que los porcentajes que normalmente pudieran contener los aceros al
carbono, y cuyos límites superiores suelen ser generalmente los siguientes:
Si=0.50%; Mn=0.90%; P=0.100% y S=0.100%. (1)
Los elementos de aleación que más frecuentemente se utilizan para la
fabricación de aceros aleados son: níquel, manganeso, cromo, vanadio,
wolframio, molibdeno, cobalto, silicio, cobre, titanio, circonio, plomo, selenio,
aluminio, boro y niobio.
La influencia que ejercen esos elementos es muy variada, y, empleados en
proporciones convenientes, se obtienen aceros con ciertas características que,
en cambio, no se pueden alcanzar con los aceros ordinarios al carbono.
Utilizando aceros aleados es posible fabricar piezas de gran espesor, con
resistencias muy elevadas en el interior de las mismas. En elementos de
máquinas y motores se llegan a alcanzar niveles de dureza altos con gran
tenacidad. Es posible fabricar mecanismos que mantengan elevadas
resistencias, aún a altas temperaturas. (1)
En la industria de la manufactura de equipo pesado es común buscar fórmulas
que permitan elevar el desempeño de sus componentes dadas las características
de trabajo y ambientales a las que están sometidos. Debido a ello, los aceros
endurecidos superficialmente mediante procesos de carburación han resultado
de gran utilidad ya que por medio de este proceso de endurecimiento, se pueden
tratar térmicamente áreas de trabajo específicas según las aplicaciones
requeridas, logrando con esto una mayor resistencia de dicha superficie a la
indentación, fatiga y desgaste, pero a su vez conservando la tenacidad necesaria
en la masa interna de la pieza endurecida superficialmente, con esto, se logran
diseños más robustos y económicos. Sin embargo un fenómeno frecuente que
se presenta al unir piezas de acero mediante procesos de soldadura por arco es
la aparición de fisuras, las cuales, hasta el momento, representan un costo
"oculto" dentro de las operaciones de manufactura. Si se cuantifica este costo
"oculto" como lo muestra la Figura 1.1, se puede observar que inclusive se
pudieran lograr beneficios para este fabricante en particular si se logra minimizar
el problema de fisuras en sus estructuras metálicas, las cuales utilizan acero
forjado de baja aleación 41B17 (modificado) el cual es sometido a un proceso de
carburación en gas a una temperatura de 927 °C, para después ser templado,
revenido y posteriormente unido a una estructura metálica medíante el proceso
GMAW (Gas Metal Are welding).
Porcentaje de rechazo y costo del
componente rechazado por fracturas
Mes/Año
í Costo por componentes •% Rechazo
$25,000.00
$20,000.00
$15,000.00
$10,000.00
$5,000.00
$- caic
oQ.
Eo
01"O
o
Figura 1.1 Porcentaje de rechazo y costo de los componentes fisurados, Cortesía deCaterpillar México S.A de C.V
1.2 Objetivo general
Recopilar y analizar información bibliográfica relacionada con la generación de
fisuras en aceros aleados que han sido tratados térmicamente y unidos mediante
GMAW, esto con el fin de encontrar las posibles causas que dan lugar a la
aparición de fisuras en un componente tratado térmicamente y después unido
con soldadura.
1.2.1 Objetivos específicos
• Caracterización de una pieza con fisuras/fracturas después de que fue
tratada térmicamente y al final soldada por GMAW. Las pruebas a realizar
serán:
o Medición y análisis de química del acero.
o Medición y análisis de dureza superficial y microdureza de las
partes carburizadas.
o Prueba con partículas magnéticas.
o Fractografía de la pieza de estudio para buscar inicio de
fisura/fractura.
o Análisis mediante microscopio electrónico de barrido para revelar
tipo de fractura (intergranular / trasgranular).
o Macroataque y micrografías de partes de la pieza carburizada para
revelar microestructura del material.
• Documentación de las pruebas realizadas a la pieza.
• Análisis y discusión de los resultados obtenidos de la caracterización.
1.3 Justificación
La realización de este trabajo ayudará a comprender el mecanismo que rige el
fenómeno de aparición de fisuras que se presentan en la pieza que se está
analizando, y asimismo, es de interés para el fabricante de este producto la
reducción del porcentaje de rechazo relacionado con fisuras en dichos
componentes ya que en los últimos 2 años este porcentaje ha estado alrededor
de un-10% del total de la producción generada mensualmente, lo que representa
un promedio de 6 ensambles por mes que hay que re-trabajar debido a estas
grietas en el componente, generando con esto, un costo extra para el producto y
los clientes finales.
1.4 Planteamiento del problema
En la empresa Caterpillar México S.A de C.V se trabaja con acero aleado AISI
41B17 forjado y endurecido selectivamente mediante un proceso de tratamiento
térmico de carburación gaseosa a una temperatura de autenización de 927 °C.
En dicho componente (desde este momento denominado componente de estudio
o rodamiento), en los últimos años se ha tenido un porcentaje de rechazo del
10% del total de la producción mensual, esto debido a fisuras encontradas en
partes maquinadas del componente. Según la estadística obtenida de los
registros de Caterpillar México, se tiene que un 86.9% de las fisuras se
encuentran en el agujero maquinado de 8.7 mm (denominado "grasera") y sólo
un 10.2% en la parte esférica del componente la cual ha sido afectada
directamente por el proceso de carburizado (Figura 1.2 y Figura 1.3). Dichas
fisuras son reveladas durante la inspección hecha por el departamento de calidad
en la planta Caterpillar México a través del método de inspección por partículas
magnéticas vía seca. Todo este proceso de inspección se hace una vez que la
pieza de estudio ha sido ya unida al ensamble final por medio del proceso de
soldadura GMAW, así mismo, la pieza de estudio antes de soldarse, es sometida
a un proceso de precalentamiento a 177 °C ya que el cálculo del carbono
equivalente para éste componente, y según la ecuación utilizada introduciendo
el valor nominal de los elementos de aleación nos arroja un valor de 0.62.
Mediante la caracterización de una pieza con fisura, se pretenden analizar y
estudiar los efectos que el proceso de soldadura y los diferentes procesos previos
tienen sobre el material de estudio en la aparición de fisuras.
O
i
Distribución de las localizaciones de fas
fracturas en el componente de estudio
Porcentaje (%)Acumulado (%)
Figura 1.2 Gráfica de Pareto con el porcentaje de fisuras según el lugar en donde se
localizan, cortesía CAT México S.A de C.V.
mm
(a)"Grasera" (b) Sección afectada porcarburización gaseosa
Figura 1.3 Partes especificas donde se generan fisuras en el componente de estudio (a)agujero de 8.7 mm denominado "Grasera", (b) Sección de la pieza afectada por elproceso de carburización gaseosa. Cortesía CAT México S.A de C.V.
1.5 Aportación tecnológica
Integración de un documento de consulta que describa las condiciones bajo las
cuales se presentan las fisuras en componentes carbuhzados en gas, templado
y revenidos, para posteriormente ser precalentados y soldados por GMAW.
1.6 Alcance
El presente trabajo de reporte de proyecto comprende el estudio de la
caracterización de una pieza de acero aleado 41B17 modificado, endurecido
mediante el proceso de carburízado selectivo, temple y revenido para después
ser precalentado y soldado con el proceso de GMAW, así mismo, analizar las
condiciones que dan lugar a la aparición de fisuras posteriores a la unión del
componente en el ensamble final.
CAPITULO 2. MARCO TEÓRICO
2.1 Aceros para rodamientos
Se le da el nombre de rodamiento al componente de un equipo mecánico utilizado
en la minería o en la construcción el cual permite que una parte gire o se mueva
en contacto con otro componente con la menor fricción posible. Algunas
funciones adicionales que estos elementos tienen es la transmisión de cargas y
también actúan como sistema a prueba de error ya que no permiten que el resto
de los elementos del equipo mecánico se ensamblen sin una secuencia
determinada. Un rodamiento puede sostener cargas estáticas, así como también,
grandes cargas cíclicas. Los aceros están bien adaptados en este contexto, y en
sus muchas formas, representan el material de elección en la fabricación de
rodamientos. Los rodamientos se pueden dividir en bolas, cilindros y barriles. Los
procesos de manufactura para la elaboración de los elementos de rodamiento
involucran una alta tasa de reducción de materia prima por deformación plástica
en procesos de fundición dentro de lingotes de sección cuadrada. La deformación
ayuda a romper la estructura de fundición y eliminar porosidades. Las
palanquillas se reducen aún más en la sección por laminado, son tratadas con
calor para reducir dureza y se cortan en longitudes adecuadas para la fabricación
de rodamientos. Por otro lado los elementos para rodamientos son templados y
revenidos a la dureza requerida. La capacidad del material para hacer frente a
10
cada paso en la secuencia de los procesos de fabricación es fundamental para
el éxito o la falla del material. (2)
Sólo hay dos categorías de aceros que encuentran aplicación en la mayoría de
los rodamientos; los que se endurecen a lo largo de sus secciones en una
condición martensítica o bainítica, y otros que tienen núcleos suaves pero las
capas superficiales son endurecidas por inducción o flama. A continuación se
presentan en la Tabla 2. 1 y Tabla 2. 2.
Tabla 2.1 Composición química (% e. p.) de aceros para rodamientos. (2)GRADO C Mn Si Cr Ni Mo Cu S P OTROS
AIS11070 071 076 02 009 008 002 007 0012 0006
Er»31 0.90-1.20 0 30-0 75 0 10-0 35 100-1 60 0 05 0.05
SAE 52100 0 98 0 38 0 16 1 39 0 07 0 02 012 006 012
"1C-1 5Cr" 0 98-1 10 015-0 35 0 25-0 45 1 30-160 <0 25 <0.10 <0 35«0 025
<0025
ShKM 098-1 03 018-0 29 0 17-0 28 0 38-0 47
ShKh15 105 0 28 028 15 011 0.06 0015 0.013
SUJ-2 097 038 02 1 35 008 003 0 11 0 005 0016O 0 0005 Al
0 009 Tí 0 0023
MMM(SKF 3M) Mo modified 52100 025 <0 015
"1C-1 5Cr-Mo" 098 045 0 97 198 0 42C0 002
<0 011
"Si-MO" 0 96-1 12 0 56-0 66 0 49-0 70 0 23-0 33
100CrMo7-3 0 97 066 027 1 79 0 11 026 0 15 0 007 0 009O0 0005A)
0 034
52CB 085 035 0 85 0.9 06
Microalloved 0 44 0.99 043 0004 0 009 VO 10
4320 0 21 0 62 02 0 49 1.73 02 918 9 91§ 0.01 1
1070M 0 68 0 95 017 013 0 11 0 05 0 19 0.022 0 009
S53C 0 53 0 74 019 0 02 0 015 O0 008
SMn60 06 1 22 024 0011 0007 O 0 008
SMn65 066 1.19 0.24 0009 0006 O 0 009
SAE 1072 0 74 1 18 023 0 009 0008 O 0 007
80CrMn4 0 78 0 78 0 24 0 82
100Cr2{W1) 0 9-105 025-045 015-0 35 0.4-06 <0.30 <0 30 «0 025 0.03
SAE 51100 097 0 39 025 1 04 0013 002
10OCrMnMo8 090-105 080-1 10 040-0 60 1 80-2 05 <0 30 050-0 60 <0 30<0025
0 03
GCrSiWV 098 049 0.75 15 0004 0012 W1.21.V0.29
Tabla 2. 2 Composición Nominal de aceros para rodamiento carbuhzados. (3)
Grado C (%) Mn (%) Si (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%)
4118 0.2 0.8 0.22 0.5 0.11
5120 0.2 0.8 0.22 0.8
8620 0.2 0.8 0.22 0.5 0.55 0.2
4620 0.2 0.55 0.22 1.82 0.25
4320 0.2 0.55 0.22 0.5 1.82 0.25
3310 0.1 0.52 0.22 1.57 3.5
SCM420 0.2 0.72 0.25 1.05 0.22
20MnCr5 0.2 1.25 0.27 1.15
11
2.1.1 Aceros al boro
Los aceros al boro se obtienen mediante la adición de una cantidad pequeña de
éste elemento a los aceros. El boro aumenta la templabílidad del acero aún y
cuando se agregan cantidades que van hasta 0.001 %, esto es debido a que
también se combina con el carbono para formar carburos que dan al acero
características de revestimiento duro. (4)
El aumento de la templabílidad se consigue mediante el uso de aceros con un
moderadamente alto contenido de carbono, generalmente en el intervalo de 0.20
a 0.25%, el manganeso en aproximadamente 1.2% y una adición de boro que va
de 0,0005 hasta 0.001%. Con éstas químicas, se pueden alcanzar resistencias a
la tensión de hasta 1400 MPa fácilmente. En la industria, los aceros usados en
el proceso de estampado en caliente son conocidos comúnmente como aceros
al boro. (4)
La función del boro es retrasar la aparición de la ferrita en la austeníta durante el
enfriamiento en un tratamiento térmico, con esto, se logra que una mayor parte
de la austenita se convierta en martensita o en su defecto en bainita. El retraso
que causa el boro para la formación de ferrita se produce por la precipitación del
boro en los límites de grano austeniticos, que es donde inicialmente se forma la
matriz ferrítica en los aceros preutectoides, cuando el boro precipita en dichos
límites de grano, la energía interna en esa zona decrece, obstaculizando la
aparición de ferrita. (4)
En la Tabla 2. 3 se enlistan las nomenclaturas estándar para los aceros, en dicho
listado podemos ver los aceros grado 41 y los modificados con boro (B).
Tabla 2. 3 Relación del contenido de aleación en el acero y los dos primeros dígitos de sunombre para el acero en el caso de estudio de este documento. (5)
Nombre numérico del acero Aleación Clave
10XX Acero al carbono
11XX Acero al carbono
13XX Manganeso
23XX Níquel
25XX Níquel
31XX Níquel-cromo
33XX Níquel-cromo
303XX Níquel-cromo
40XX Molibdeno
41XX Cromo-Molibdeno
43XX Níquel-Cromo-Molibdeno
44XX Níquel-Molibdeno
46XX Cromo
47XX Cromo
48XX Cromo
50XX Cromo
51XX Cromo
501XX Cromo
511XX Cromo
521XX Cromo
514XX Cromo
515XX Cromo
61XX Cromo-Vanadio
81XX Níquel-Cromo-Molibdeno
86XX Níquel-Cromo-Molibdeno
87XX Níquel-Cromo-Molibdeno
88XX Níquel-Cromo-Molibdeno
92XX Silicio-Manganeso
93XX Níquel-Cromo-Molibdeno
94XX Níquel-Cromo-Molibdeno
98XX Níquel-Cromo-Molibdeno
XXBXX Boro
XXLXX Plomo
12
2.1.2 Diámetro Ideal
El diámetro ideal es una medida utilizada para definir la templabílidad de un
acero, se usa para comparar la respuesta al endurecimiento de distintos aceros
en el mismo medio de temple.
Se dice que el diámetro critico ideal (Di) es el diámetro de una barra enfriada en
un medio de temple infinito (ideal) para la cual se forma el 50% de martensita en
el centro. El diámetro crítico real (De) es el diámetro de una barra enfriada en un
13
medio de temple cualquiera (real) para la cual se forma el 50% de martensita en
el centro.
Factores que afectan el diámetro ideal:
- Tamaño de grano austenitico
- Contenido de carbono
- Contenido de elementos aleantes.
Un incremento de cualquiera de estos tres factores, reduce la velocidad a la cual
pueden ocurrir las transformaciones controladas por difusión de la austenita, y
por lo tanto, hacer mayormente posible la formación de martensita a una
velocidad de enfriamiento dada. (6)
En la Figura 2. 1 se muestra la relación entre el diámetro ideal, contenido de
carbono y el tamaño de grano austenitico. Este gráfico es utilizado para
establecer una templabílidad base, Di, para un acero basándose en su contenido
de carbono y tamaño de grano. La templabílidad base se multiplica luego por
factores dados en la Figura 2. 2 para varias concentraciones de elementos
aleantes. (6)
0.38
U.oo
0.34
0.32
o. 0.30
O
re 0.28U
o 0 26
\
f/
Á Ya•m(L)
¡= 0.24 Va0.22 A
/
0.20
0.18
>f m +
0.16
0.2 0.4 0.6
% Carbono
0.8
14
Figura 2.1 Templabílidad expresada como diámetro crítico ideal en función del tamaño degrano austenitico y del contenido de carbono en aleaciones Fe-C. (6)
OT3
u
3
O 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 i.2 M 16 U 2.0
% del elemento 2.5 3.0
Abscisa para alto Níquel
15
35
Figura 2. 2 Factores multiplicadores en función de la concentración de varios elementosaleantes de los aceros. (6)
2.1.2.1 Tamaño de grano austenitico
El tamaño de grano se refiere al número de granos por unidad de área en
términos de diámetro promedio. El tamaño del grano puede ser importante tanto
antes como después del endurecimiento en una parte. El tamaño de grano antes
del endurecimiento influye en la templabílidad de un material. La templabílidad de
un acero al carbono pudiera aumentar hasta un 50%, con un aumento en el
tamaño de grano austenitico desde ASTM 8 (grano fino) hasta ASTM 3 (de grano
grueso). Los requerimientos de tamaño de grano después del endurecimiento por
inducción son importantes si hay especificaciones sobre el tamaño de grano
martensítico después del temple. (En este caso el tamaño de grano martensítico
es la única manera de medir el tamaño de grano austenitico antes del temple.)
16
Mientras que hay diferentes procedimientos que se pueden emplear para medir
el tamaño de grano, uno de los métodos más comunes es la comparación con
las gráficas estándar. Las gráficas estándar permiten que las partes puedan ser
vistas a 100* y puedan ser comparadas con los diagramas/gráficas y objetos
calibrados para determinar el tamaño de grano, como se ilustra en la Figura 2. 3
y Figura 2. 4. (7)
A menudo es difícil determinar el tamaño de grano austenitico anterior en una
mícroestructura totalmente martensítíca. Cuando el tamaño de grano austenitico
se vuelve lo suficientemente grande, a veces un vago tamaño de grano
austenitico anterior puede ser visto a través de la orientación de los diferentes
paquetes de martensita. (7)
Figura 2. 3 Tamaño de grano N° 8. En la parte superior, la red hexagonal idealizada para lamedia de tamaño de grano N° 8, la escala ASTM, 128 granos / pulg2. Inferior, norma ASTMtamaño de grano N° 8, de 96 a 192 granos / pulg2. 50x. (7)
17
jasms.
Figura 2. 4 Tamaño de grano No. 3. Izquierda, red hexagonal idealizada para la mediatamaño de grano N° 3, la escala ASTM, 4 granos / pulg2. Derecho, norma ASTMtamaño de grano No. 3, de 3 a 6 granos / pulg2. 50x. (7)
2.1.3 Templabílidad mediante ensayo Jominy
Una forma de evaluar la templabílidad de un material es mediante el ensayo
Jominy y Boegehold. Ésta tiene la ventaja de caracterizar la templabílidad de un
acero dado mediante una probeta redonda. En la Figura 2. 5 y Figura 2. 6 se
muestra la forma y dimensiones de la probeta Jominy y el sistema para soportar
la probeta en un medio de temple, también, la gráfica utilizada normalmente para
registrar las durezas encontradas con su tasa de enfriamiento. (6)
Hetghlülunlmpededwater iet *
• I
T- Water al
TI 75T^5°I1 Lgj— W 1.0. orillee
From quick-opening valve
"/iM-D—-fí —
No. 20 drill10-32tap,W deep
Figura 2. 5 Probeta Jominy para ensayo de templabílidad. (6)
Aír-cooledJominy emj
specimen JV • /
Water-quenchedend
Nozzle •
V25 mm
'fmh^*-Water sPray
BpagpaaHcoa .•VaTTyiVTTX'C-Mi
Drain
Test specimen
Watei
inlet
W3ter tnlet
Water
impingement
Guertched
Cooling rate
490 T/3 (270 "Cía)125 "F* (70 "Os)
32»F7sí1B*Cfe)I 10 -T/5C6 *Cfe)
18
16"/l 6 •y SL) ••• ce 1rom que nct ecl íxndJ|.
'»/.*** .»*. «..i •••• .... .... ««•» ».« H . ..
¡
60
SO-
40 ^
30
20
10 -
0 1 .1 1
1.0 2.0
Distance from quenched end.3.0
Figura 2. 6 Prueba de templabílidad Jominy fin-templado. Izquierda: probeta de pruebaestándar final-templado. Derecha: Gráfico de dureza y tasa de enfriamiento en función dela distancia desde el extremo del temple. (6) _
La probeta se enfría en un extremo por un chorro o columna de agua de tal modo
que toda la probeta experimenta un rango de velocidades de enfriamiento
asociadas al agua y al aire. Después del temple, se rectifican planos paralelos en
la probeta y se realizan medidas de dureza cada 1/16 pulgadas (1.6 mm) desde
el extremo templado. De esta manera, se pueden comparar fácilmente
diferencias en la templabílidad de diferentes grados de acero mediante las curvas
Jominy.
19
En la Figura 2. 7 se muestran las diferencias de templabílidad entre diferentes
grados de aceros aleados con un conteniendo de carbono de 0.5%. En los aceros
más templables, se mantienen mayores durezas a distancias más alejadas con
respecto del extremo templado. (6)
Distancia desde el extremos templado en Pulg.
13
io
oce
c
reM
£Q
0 0.5 1.0 1.5 2.
60
t1
"
I
. "^5 ^ v.
50 \x ^X\ vV>\>s, -
40 \v "»-
k 4150H-8750H
30
20
N
_J650H•
.
10 l__
0 4 8 12 16 20 24 28 32
Distancia desde el extremos templado. Dieciseisavos de pulgada.
Figura 2. 7 Resultados de ensayos Jominy para cuatro aceros de distinto grado dealeación, todos con porcentaje de carbono de 0.50%. (6)
El ensayo Jominy está normalizado por ASTM (ASTM Method A 255) y por la
SAE Standar J406. La Figura 2. 8 muestra el método de presentación de los datos
del ensayo Jominy para una probeta de acero AISI 8650.
o
"ai5j¿u
oce
c
(D
roM
<L>L.
O
70
60
50
40
30
20
10
Tasa de enfriamiento aproximada, °F/s a 700°C(1300 °F)
2ÍE TTT100 CM IV
fpr11 8 5.5 <?"?= ^ 4 3.3 2.8 2.5 2.2
©>0 020 15 10 9 8 7 6 5 4.5 4
I I IAISI 8650i i i
0.98% Mn 0.47% Cr
0.29% Si 0.19% Mo
Graln size, 7-8
Normalizing temperature. 845 °C (1550 °F)Quenchlng temperature, 815 °C (1500 T)
10 4 8 12 16 20 24 28 32 36 40
Distancia desde el extremos templado. 1/16 pulgada.
20
"C/s
"F/s
Figura 2. 8 Método para presentar los datos del ensayo Jominy. Los datos presentadosrepresentan muestras obtenidas de acero AISI 8650. Observar la relación entre la velocidadde enfriamiento (arriba) y la distancia al extremo templado.
En la prueba Jominy, la velocidad de enfriamiento es el parámetro que determina
la cantidad de martensita formada y, por lo tanto, el grado de dureza que se
desarrolla en un dado punto de una probeta de acero.
El uso de los datos Jominy es un método muy preciso para seleccionar aceros
con la templabílidad justa para una dada distribución de durezas requeridas.
2.2 Aceros endurecidos por carburación
Los aceros endurecidos por carburación son aceros que fueron endurecidos
superficialmente y por lo general son aceros de bajo carbono y aceros aleados
de bajo carbono, regularmente entre 0.08 a 0.25 % C (8).
21
2.2.1 Definición
Los aceros carburizados son aquellos que han sido sometidos a un
endurecimiento superficial por difusión de carbono mediante alguno de los
sistemas ya conocidos, como lo son, la exposición de gas de carbono o la
inmersión en líquido o proceso de carburización en sólido. Estos procesos
consisten en dar un baño de carbono al acero, para así, y después de una serie
de pasos subsecuentes, aumentar la dureza superficial del acero, con esto se
agregan características de resistencia a la fricción, resistencia a la fatiga y al
desgaste en los materiales tratados con este método. Son varios los aceros que
se pueden carburizar, entre ellos están el 1015, 1020, 1022, 1117, 1118, 4118,
4320, 4620, 4820, y 8620. Cuando se efectúa la carburación casi siempre se
produce una dureza superficial de HRC 55 a 64 (Rockwell C) o de HB 550 a 700
(Brinell).
2.2.1.1 Difusión
La difusión es el movimiento de los átomos en un material. Los átomos se
mueven de una manera predecible, tratando de eliminar diferencias de
concentración y tratando de producir una composición homogénea y uniforme. El
movimiento de los átomos es necesario para muchos de los tratamientos que
llevamos a cabo sobre los materiales. Es necesaria la difusión para el tratamiento
térmico de los materiales, la manufactura de los cerámicos, la solidificación de
los materiales, la fabricación de transistores y celdas solares y la conductividad
eléctrica de muchos cerámicos. (9)
La capacidad de los átomos y de las imperfecciones para difundirse aumenta
conforme se aumenta la temperatura, o los átomos incrementan su energía
térmica. La razón de movimiento está relacionada con la temperatura o energía
térmica, mediante la ecuación de Arrhenius:
Razón de movimiento = c0 exp í—j (9)
22
Donde:
co = Constante
R = Constante de los gases (1.987 cal/mol*K)
T = Es la temperatura absoluta en K
Q = Es la energía de activación (cal/mol) requerida para que una imperfección se
mueva.
2.2.1.1.1 Mecanismos de difusión
Autodifusion: Se define este nombre cuando en materiales puros, los átomos se
mueven de una posición a otra en la red cristalina. Aunque la autodifusion ocurre
de manera continua en todos los materiales, su efecto en el comportamiento del
material no es importante.
Difusión de átomos distintos en los materiales: Si se suelda una lámina de níquel
a una lámina de cobre, los átomos de níquel gradualmente se difunden en el
cobre y los de cobre emigran hacia el níquel. Al transcurrir el tiempo, los átomos
de níquel y cobre quedarán uniformemente distribuidos. (9)
2.2.1.1.1.1 Difusión por vacancia
En la autodifusion y en la difusión de átomos sustitucionales, un átomo abandona
su sitio en la red para llenar una vacancia cercana (Creando así una nueva
vacancia en su lugar original en la red). Conforme continúa la difusión, se tiene
un flujo de vacancias y átomos en sentidos opuestos conocido como difusión por
vacancia. El número de vacancias, que se incrementa al aumentar la
temperatura, ayuda a determinar la extensión tanto de la autodifusion como de la
difusión de los átomos sustitucionales. (9)
2.2.1.1.1.2 Difusión Intersticial
Cuando en la estructura cristalina esté presente un pequeño átomo intersticial,
este átomo pasará de un sitio intersticial a otro. Para este mecanismo no es
necesario que existan vacancias. En parte porque el número de sitios
intersticiales es mucho mayor que el de vacancias, por tanto, se espera que la
difusión intersticial sea rápida. (9)
23
En la Figura 2. 9 se ejemplifica como se da la difusión de átomos de cobre en
níquel. Finalmente los átomos de cobre quedarán disueltos aleatoriamente en
todo el níquel.
En la Figura 2. 10 se presentan los mecanismos de difusión en los materiales,
difusión por vacancia o sustitución y la difusión intersticial.
a a aOOO0 o a-0~ Q
* a-OOOoo
a o o-QO
Cu Ni
o 0 a OOOa a a a 0O« O OOooo OOOa a a Oa a OOOO
aOOOo Oo& O • da a 00«a O d O o OO» # OOO a ©a a
Dblanaa
g
•o
«p¿i
i
a•8
©
o
f
i 00
l()0
Antes de la
difusión
Después de laíliftisióri
Distancia
Figura 2. 9 Difusión de átomos de cobre en níquel. Finalmente los átomos de cobrequedarán disueltos aleatoriamente en todo el níquel. (9)
Vacancia
<«)
«OLOO Q®L0
OOO OOO
(61
24
Figura 2.10 Mecanismos de difusión en materiales: (a) Difusión de átomos por vacanciao por átomos sustitucionales y (b) difusión intersticial. (9)
2.2.1.1.2 Energía de activación para la difusión
Un átomo que se difunde debe oprimir a los átomos circundantes para llegar a su
nuevo sitio. Para que esto ocurra, deberá proporcionársele energía a fin de que
llegue a su nueva posición, como se observa en la Figura 2. 11. Él átomo
originalmente está en una ubicación de baja energía y relativamente estable. A
fin de pasar a un nuevo sitio, el átomo debe vencer una barrera energética. La
barrera energética es la energía de activación Q. El calor le proporciona al átomo
la energía que requiere para vencer esta barrera. En la difusión intersticial las
energías de activación son menores que en la difusión por vacancias. (9)
fMetslidad
Figura 2. 11 Se requiere de una energía alta para hacer pasar los átomos entre otrosdurante la difusión. Esta energía es la energía de activación Q. En general, se requiere demás energía en el caso de un átomo sustitucional que en un átomo intersticial. (9)
25
2.2.1.1.3 Velocidad de difusión (Primera ley de Fick)
La velocidad a la cual se difunden los átomos en un material se puede medir
mediante el flujo J, que se define como el número de átomos que pasa a través
de un plano de superficie unitaria por unidad de tiempo (Figura 2. 12)
' Ax
Donde:
J = Flujo (átomos/cm2*s)
D = Difusividad o coeficiente de difusión (cm2/s)
—= Gradiente de concentración (átomos/cm3*cm)
(9)
Área uniíaria
Figura 2.12 El flujo durante la difusión queda definido como el número de átomos quepasa a través de un plano unitario por unidad de tiempo. (9)
26
2.2.1.1.4 Perfil de composición (Segunda ley de Fick)
La segunda ley de Fick, que describe el estado dinámico de la difusión de los
átomos, es la ecuación diferencial dc/dt = D(d2 c/dx2), cuya solución depende de
las condiciones a la frontera para una situación en particular. Una solución de
esta ecuación es:
Cs-Cx
Cs-Co ™(út) w
Donde:
Cs = concentración constante de los átomos a difundir en la superficie del material.
Co = es la concentración inicial en el material de los átomos a difundir.
Cx = es la concentración del átomo en difusión en una posición x por debajo de la superficie después de un tiempo t.
Erf = función error y se obtiene de valores de tablas.
D = Coeficiente de difusión.
La solución de la segunda ley de Fick nos permite calcular la concentración de
una de las especies en difusión cerca de la superficie del material en función del
tiempo y la distancia, siempre y cuando el coeficiente de difusión D permanezca
constante y las concentraciones del átomo en difusión en la superficie Cs y dentro
del material Co se mantengan sin modificación. La segunda ley de Fick también
puede ayudarnos a diseñar una diversidad de técnicas de procesamiento de
materiales, incluyendo tratamiento térmico del acero. (9)
• o
• •
0 0
0.10 0.1125
0.20 0.2227
a jo 0J2Stó
0.40 0.4284
0.50 0.5205
0.60 0,60390.70 0.6778
OJO 0,7421
aso moto
1.00 0.8427
uo 0.9661
2.00 0.9953
999(3999999!9999999999
199999
1.0
0.8
0.6
ti 9.4
O.t
,jj> 9JS 9 9l39 9 9 9#99999
CT0 9 9 99 9 9 9 9
1.0
• ••*
17%
2.0
Cowpastóén<íscasto tiempo
27
Composición sajó*)
Etólascí*
Figura 2. 13 Difusión de átomos en la superficie de un material, ilustrando el uso de lasegunda ley de Fick. (9)
2.2.2 Proceso de carburación
La carburación es un proceso de cementación, en el cual el carbono se disuelve
por difusión en las capas superficiales de una pieza de acero de bajo carbono, a
una temperatura suficiente para hacer que el acero alcance la temperatura de
austenización, esto es seguido de un proceso de temple y revenido, para al final
formar una microestructura martensítica.
El gradiente resultante en contenido de carbono por debajo de la superficie de la
pieza causa un gradiente de dureza, lo que produce un material con una capa
superficial fuerte y resistente al desgaste. Este proceso por lo general se emplea
en los aceros de bajo carbono, los cuales son fácilmente manufacturables. (10)
(8)
28
2.2.2.1 Proceso de carburación en líquido
La carburación en líquido es un método de cementación de capa superficial para
partes de metales ferrosos, esto se da a través de mantenerlos cerca de la
temperatura de transformación (Aci; 723°C) dentro de un baño de sales. La sal
se descompone y libera el carbono y algunas veces el nitrógeno, los cuales
difunden en la superficie del metal de trabajo, así que un alto grado de dureza
puede ser desarrollado durante el temple. (11)
Muchas bañeras de carburación contienen algo de cianuro, el cual introduce a la
superficie a ambos elementos, carbono y nitrógeno. Se debe de señalar que el
proceso con cianuro produce problemas en el medio ambiente y la salud en el
tratamiento de los desechos de las sales, por esta razón se ha declinado su uso
en las últimas décadas. (11)
2.2.2.2 Proceso de carburación en solido
La carburación en solido es un proceso en el que el monóxido de carbono deriva
de un compuesto sólido que se descompone en carbono naciente y dióxido de
carbono en la superficie del metal. El carbono naciente se absorbe entonces en
el metal de trabajo. El dióxido de carbono resultante de esta descomposición,
reacciona inmediatamente con material de carbono presente en el compuesto de
carburación sólido para producir monóxido de carbono fresco. Esta reacción se
ve reforzada por energizadores o catalizadores, tales como carbonato de bario
(BaCÜ3) y carbonato de sodio (Na2CÜ3), que están presentes en el compuesto
de carburación. Estas sustancias reaccionan con carbono para formar monóxido
de carbono adicional y un óxido del compuesto energizante. Este último, a su
vez, reacciona parcialmente con dióxido de carbono para volver a la forma de
carbonato. Por lo tanto, en un sistema cerrado, el energizador está siendo
continuamente utilizado y re-formado. La carburación continúa tanto como el
carbono está lo suficientemente presente para reaccionar con el exceso de
dióxido de carbono. En su mayor parte, la carburación sólida ha sido reemplazada
por otros métodos. Sin embargo, hay aplicaciones especiales donde se desea
carburación sólida, por ejemplo, piezas que deban ser mecanizadas
29
(Maquinadas) después de la carburación, pero antes del tratamiento térmico final
(temple). (11)
2.2.2.3 Proceso de carburación en Gas
La carburación en gas, es la variante comercial más importante del proceso de
carburación, la fuente de carbono es una atmósfera rica en carbono dentro de un
horno que se produce ya sea a partir de hidrocarburos gaseosos, por ejemplo, el
metano (CFU), propano (C3H3), y butano (C4H10), o de hidrocarburo vaporizado
líquidos. (10). En general, la carburación en gas es la más efectiva que la
carburación en líquido y en sólido con más profundos y altos contenidos de
carbono obtenidos rápidamente. La carburación en gas es más económica y
adaptable a la producción en masa, que es la producción para grandes
cantidades de piezas a producir en un relativamente corto periodo de tiempo. La
base para asegurar que es más económica, es debido a que con la carburación
en gas se pueden alcanzar las profundidades de capa especificadas más
rápidamente evitando con esto el costo de mano de obra implícito en los otros
métodos. (11)
2.2.2.3.1 Variables de la carburación en gas
El buen funcionamiento del proceso de carburación en gas depende del control
de tres variables principales:
• Temperatura
•Tiempo-
• Composición de la atmósfera
Otras variables que afectan a la cantidad de carbono transferido a las partes
incluyen el grado de la circulación de la atmósfera y el contenido de aleación de
las partes que serán carburizadas. (10)
30
Temperatura
La velocidad máxima a la que el carbono se puede añadir al acero está limitado
por la velocidad de difusión del carbono en la austenita. Esta tasa de difusión
aumenta considerablemente con el aumento de la temperatura; la tasa de adición
de carbono a 925 ° C (1700 ° F) es de aproximadamente 40% mayor que en 870
°C(1600° F). (10)
La temperatura más comúnmente utilizado para la cementación es de 925 ° C
(1700 ° F). Esta temperatura permite una cementación razonablemente rápida
sin deterioro excesivo del horno y del resto del equipo, en particular, de los
blindajes aleados del mismo y los accesorios. Las temperaturas de carburación
son algunas veces elevadas a 955 ° C (1750 ° F) o 980 ° C (1800 ° F) para acortar
el tiempo de cementación de piezas que requieren capas profundas. Por el
contrario, cuando tenemos capas de cementación poco profundas, el proceso se
realiza con frecuencia a temperaturas menores debido a que la profundidad de
la capa puede ser controlada con mayor precisión con una tasa de carburación
más lenta, obtenida a temperaturas más bajas. Para obtener resultados
consistentes en el proceso de carburación, la temperatura debe ser uniforme en
todo la carga. Los gradientes de temperatura a través de la carga deben
mantenerse por espacios substanciales de tiempo, mientras que las piezas están
siendo calentadas a la temperatura de carburación. Debido a que las piezas en
el exterior de la carga llegarán primero a la temperatura del horno, éstas
comenzarán la carburización antes que las piezas en el interior de la carga. El
resultado será la variabilidad en la profundidad de capa de pieza a pieza y dentro
la misma. Aunado a esto, el hollín puede ser depositado sobre las partes frías
expuestas a una atmósfera carburante, por lo tanto, para el mejor resultado, la
carga de trabajo debe ser calentada a una temperatura de carburación casi
neutra en la atmósfera del horno. En los hornos de proceso por lotes, las piezas
pueden ser calentadas en Endogas hasta que lleguen a la temperatura del horno;
entonces la carburación puede comenzar con la adición del gas enriquecedor.
Muchos de los nuevos hornos continuos se están construyendo con cámaras de
31
precalentamiento separadas para asegurar que la carga está en una temperatura
uniforme antes de entrar en la zona de carburación. En los hornos continuos en
donde la falta de separación positiva entre la calefacción y las etapas de
carburación, lo mejor que se puede hacer es:
• Añadir sólo Endogas a la parte delantera del horno
• Establecer un flujo interno de adelante hacia la parte posterior de la atmósfera
de los gases mediante el ajuste de las tasas de flujo y el tamaño del orificio en
los conductos de evacuación de cualquiera de los extremos del horno.
En los hornos de proceso por lotes, el termopar utilizado para el control de la
temperatura está generalmente programado para que llegue a su temperatura
antes que la carga de trabajo lo haga. En hornos continuos que no son
positivamente separados en zonas, el termopar en la primera zona (utilizado para
la calefacción) debe ser colocado cerca del final de dicha zona. Esta evita el
sobrecalentamiento de la carga de trabajo. El termopar de control se coloca
generalmente cerca del centro de la zona de carburación. Si la última zona está
a una temperatura más baja que la zona de carburación, el termopar de control
por lo general se coloca cerca de la descarga final de la zona. (10)
Tiempo
El efecto del tiempo y de la temperatura en la profundidad total de capa, se
muestra en la Figura 2. 14. Los datos fueron publicados originalmente en 1944,
se calcularon asumiendo austeníta saturada en la superficie de la piezas de
trabajo. Cuando el contenido de carbono de la superficie se controla de manera
que es menor que el valor de saturación, las profundidades de capa serán
menores. La Figura 2. 15 muestra cómo el tiempo de carburízado disminuye al
aumentar la temperatura de carburación para una profundidad de capa de 1,5
mm (0,06 ¡n.). Además, para lo que es el tiempo a la temperatura de carburación,
se pueden requerir varias horas para llevar cargas de piezas grandes, o pesadas
cargas de piezas pequeñas a la temperatura de operación. Para el trabajo del
temple directo desde el horno de cementación, el ciclo puede alargarse más al
32
añadir el tiempo de enfriamiento desde la temperatura de carburación de
aproximadamente 843 ° C (1550 ° F) antes del temple. Si la carga de trabajo se
expone a la atmósfera de cementación durante el calentamiento, se producirá
algo de carburación antes de que empiece el proceso de carburación tal cual. Del
mismo modo, la difusión adicional e intercambio de carbono con la atmósfera
ocurrirá durante el enfriamiento antes de la inactivación. Por lo tanto, la
profundidad de capa real puede diferir significativamente de los valores listados
en la tabla de la Figura 2. 14.
5.0
«I *C <!««• Tí
16 20
Tiempo de carburizado, h
25
»»"C<I*S»*R 911 "C (170* T)
0.20
30
íss*c<nse*F)Tiempo
h mea la. «m in. mm in. mm to.
1 0.46 0.018 0.S3 0.021 0.64 0.025 0.74 0.0292 0.64 0.025 0.76 0.030 0.89 0.035 1.04 0.0414 0.89 0.035 1,07 0.042 1.27 0.050 1.30 0.051t 1.27 0.050 1.52 0.060 1.80 0.071 2.11 0.083
12 1.55 0.061 1.85 0.073 2.21 0.087 2.59 a 10216 1.80 0.071 2.13 0.084 2.54 - 0.100 2.97 0.11724 2.18 0.086 2.62 0.103 3.10 0.122 3.66 0.14430 2.46 0.097 2.95 0.116 3.48 0.137 4.09 0.161
Figura 2. 14 Patrón de profundidad de capa total contra el tiempo de carburación a cuatrotemperaturas seleccionadas. La gráfica ésta basada en los datos de la tabla. (10)
GT 900
£7 <1650)
§ (1700)3
8
•o 980| (1800)1 1010I (1850)I 1035
(1900)
865(17501
4 8 12 16
Tiempo de ca rburizado, h
20
33
Figura 2.15 Efecto de la reducción del tiempo del proceso de carburizado aumentando latemperatura para el acero 8620. Profundidad de capa de 1.5 mm (0.060 in). (10)
Composición de la atmosfera
En esta discusión se supondrá que la atmósfera consiste en un gas endotérmico
portador (producido a partir de metano) que se enriquece con una adición de
metano, que sirve como la fuente del carbono siendo transportado a las piezas
de trabajo. Los principales constituyentes de la atmósfera son CO, N2, He, CO2,
H2O, y CH4. De éstos constituyentes, el N2 es inerte, actuando sólo como un
diluente. Las cantidades de CO, CO2, H2 y H2O presentes son muy cercanas a las
proporciones esperadas en el equilibrio desde la reacción reversible:
CO+H2O CO2+H2 Ec. 1
Dadas las relaciones particulares de carbono, oxígeno, e hidrógeno en la
atmósfera.
El metano esta invariablemente presente en cantidades muy por encima de las
cantidades que se habría esperado si todos los constituyentes gaseosos estaban
en equilibrio. (10)
34
Aunque la secuencia de las reacciones implicadas en la carburación no se
conocen en detalle, se sabe que el carbono se puede añadir o eliminar
rápidamente del acero en general por las reacciones reversibles:
2CO i i C(en Fe) + C02CO+H2 •—• C(en Fe) + H20
Ec. 2
Ec. 3
Un proceso de carburación basado únicamente en la descomposición de CO
requeriría grandes velocidades de flujo de gas de la atmósfera para producir una
carburación apreciable. Como ejemplo, la pérdida de tan sólo 0.47 g de C de un
metro cúbico de gas endotérmico a 927 ° C (1700 ° F) es suficiente para reducir
la relación de CO a CO2 de 249 a 132 y de potencial de carbono de 1.25 a 0.8%.
La pérdida de 0.47 g C representa aproximadamente la misma cantidad presente
en una pieza de acero de 100 cm2 (15.5 in2.) de área superficial carburizada a 1
mm de profundidad (0.040 in). (10)
El enriquecimiento del metano de gas endotérmico proporciona carbono para el
proceso por medio de reacciones lentas tales
CH4 + C02
CH4 + H20
2CO + 2H2
CO + 3H2
como:
Ec. 4
Ec. 5
Que reducen las concentraciones de CO2 y H2O, respectivamente. Estas
reacciones regeneran CO y H2, dirigiendo de este modo las reacciones de la
ecuación 2 y 3 a la derecha. Debido a que el contenido de metano de las
atmósferas cementantes es por lo general muy por encima del contenido que se
espera en el equilibrio, y dado el CO2 y el contenido H2O presente, es evidente
que las reacciones de la ecuación 4 y 5 no se acercan al equilibrio. La suma de
las reacciones en la ecuación 2 y 4 y en la ecuación 3 y 5 esta reducido a:
CH4 C (en Fe) + 2 H2 Ec. 6
35
Por lo tanto, con el contenido de CO2 constante y constante del punto de rocío,
el cambio de la composición de la atmósfera neta durante la cementación es una
reducción en el contenido de metano y un aumento en el contenido de hidrógeno.
En la mayoría de las operaciones comerciales, las relaciones del flujo de la
atmósfera son lo suficientemente altas y la relación de descomposición del
metano es lo suficientemente baja para evitar una gran acumulación de
hidrógeno durante un ciclo de carburación. Sin embargo, con la carburación de
cargas que tienen una gran área superficial, hay una disminución del contenido
de CO de 1 a 3% en el inicio del ciclo cuando la demanda de carbono es mayor.
Esto es causado por la dilución de la atmósfera del horno con hidrógeno.
El control del potencial de carbono durante la carburación se consigue variando
la velocidad de flujo del gas de hidrocarburo-enriquecido, mientras que se
mantiene un flujo constante de gas portador endotérmico.
Como una base para la regulación del flujo de gas enriquecido, la concentración
de algunos constituyente de la atmósfera del horno se controla midiendo:
• El contenido de vapor de agua, mediante la medición del punto de rocío.
• El contenido de dióxido de carbono, a través del análisis del gas por infrarrojos
• El potencial de oxígeno usando un sensor de óxido de circonio
Las dos primeras cantidades proporcionan medidas de potencial de carbono de
acuerdo con las reacciones de la ecuación de potencial 2 y 3. El oxígeno se
relaciona con potencial de carbono por la reacción de:
C(en Fe) + 1/202 Ec. 7
Cuando el contenido de monóxido de carbono del ambiente permanece
relativamente constante, tanto el dióxido de carbono y el oxígeno potencial
proveen buenas mediciones de carbono potencial. Para que el punto de rocío
pueda ser una medida válida de potencial de carbono, el producto del hidrógeno
y monóxido de carbono contenidos deben de ser estables. Si el contenido de
hidrógeno de la atmósfera del horno se eleva, como resultado ya sea de la
36
carburación o deposiciones de hollín, las relaciones entre el contenido de CO2,
oxígeno potencial, punto de rocío, y el potencial de carbono serán alteradas. Por
esta razón, algunos sistemas de control de procesos incluyen el análisis infrarrojo
de CO y la medición de CO2 o potencial de oxígeno de manera que se puede
calcular un verdadero potencial de carbono para todas las condiciones de
operación. (10)
2.3 Defectos en tratamiento térmico
La mayoría de los defectos en piezas tratadas térmicamente, son atribuidas a
malas prácticas de tratamiento térmico, tales como el sobrecalentamiento,
quemado, desuniformidad en el calentamiento y/o el temple, una deficiencia en
el grado de acero utilizado, piezas con defectos, molienda inadecuada, y/o un
pobre diseño de la pieza. (12)
2.3.1 Sobrecalentamiento y quema de los aceros de baja aleación
Cuando los aceros de baja aleación son precalentados a una temperatura alta
(usualmente >1,200°C o 2,200°F) antes del trabajo en caliente (Forja) por largos
periodos (sobrecalentamiento), las propiedades mecánicas a temperatura
ambiente, particularmente la ductilidad a la tensión y la resistencia al impacto,
pueden deteriorase después de que al acero se le haya hecho un tratamiento
térmico final (Ej. Austenización, temple, y revenido). Cuando los aceros
sobrecalentados endurecidos se les realizan prueba de impacto a la temperatura
que normalmente produce una fractura dúctil, éstos fallaran en una manera frágil
intergranular. (12)
Cuando el acero de baja" aleación es precalentado antes del trabajo en caliente a
una alta temperatura, (normalmente > 1,400°C, o 2,550 °F), también ocurre una
disolución local en las fronteras de grano austenitico (Conocido como quemado),
como resultado de la segregación del fosforo, azufre y carbono. Durante el
enfriamiento, los sulfuras dendríticos se inician desde adentro de las fronteras del
grano austenitico, que luego transforma en ferrita. Esto resulta en fronteras
excesivamente débiles. Subsecuentemente al tratamiento térmico, provee una
muy pobre resistencia al impacto y casi completamente una superficie
37
susceptible una fractura intergranular en prueba de impacto. Así que, el quemado
ocurre en una temperatura más alta que el sobrecalentamiento. Un ejemplo de
un sobrecalentamiento severo para acero 1038 se muestra en la Figura 2. 16. Sí
esto ocurre durante la forja, el forjado fracturará frecuentemente durante el
enfriamiento subsecuente al tratamiento térmico.
Figura 2. 16 Sobrecalentamiento severo de acero 1038 mostrando la fase inicial delquemado. Esboza los límites de grano de Ferrita (blanca) y los anteriores granos gruesosde austenita. La matriz consiste en ferrita (blanca) perlita (negra) (12).
2.3.2 Esfuerzos residuales
El tratamiento térmico usualmente causa esfuerzo (y tensión) relacionado con
problemas como lo son los esfuerzos residuales, fracturas de temple,
deformación y/o distorsión. Los esfuerzos residuales pueden ser definidos como
el auto equilibrador interno o candado de esfuerzo resultante dentro de un cuerpo
sin fuerza externa aplicada, restricción externa o gradiente de temperatura.
Los mayores efectos de esfuerzos residuales incluyen cambios dimensionales y
resistencia a la iniciación de fracturas. Los cambios dimensionales ocurren
38
cuando los esfuerzos residuales (o una porción de ellos) son eliminados en un
cuerpo. En términos de iniciación de fracturas, los esfuerzos residuales pueden
ser benéficos o no, dependiendo si el esfuerzo es de compresión o de tensión.
2.3.2.1 Esfuerzos residuales de compresión
Debido a que los esfuerzos residuales son aditivos para cualquiera de los
esfuerzos aplicados, los esfuerzos residuales compresivos en las capas
superficiales son generalmente de mucha ayuda; ellos pueden reducir el esfuerzo
de tensión aplicado que podría producir una falla o fractura. Así, los esfuerzos
compresivos contribuyen al mejoramiento de la resistencia a la fatiga y a la
resistencia a la ruptura por corrosión-esfuerzo.
Como se muestra en la Figura 2. 17 el límite de resistencia a la fatiga se
incrementa con el incremento en los esfuerzos residuales de compresión en la
superficie que resultan de un tratamiento térmico y/o un procesamiento
superficial. Estos mejoramientos a la fatiga son muy significativos en
componentes que contienen concentradores de esfuerzos en su diseño, tales
como muescas, ranuras, agujeros para grasa, cigüeñales, y semiejes. Los
métodos para producir esfuerzos residuales de compresión sobre las superficies
de partes incluyen encogimiento de ajustes, ajustes de interferencia, agujeros
acuñados, y los procesos mecánicos de trabajo en la superficie tales como el
granallado y la laminación de superficie.
-200
Surface residual stress (root of notch), ksi
-160 -120 -80 -40
1100
825
o.
550
8645 notch cold rolled
0.25 notch radius y»
1045
untempered
1045tempered
1036 —-
tempered
8630
tempered
Specimen
8645 notch warm rolled
0.25 notch radius
8645
shot peened^. _^14B35
tempered
10836
tempered
40
160
120
80
3
6.75-8645—^
tempered
8660 oil quenerted
275 -
1.750 ín.
diam
M.550in. diam60" V-notch0.025 roo! radius
8645 oil quenched
Compression-
-1375 -1100 -825 -550 -275
Surface residual stress (root of notch), MPa
- Tensión
40
275
39
Figura 2. 17 Efecto del esfuerzo residual en la superficie sobre el límite de resistencia deun acero seleccionado. Todas las muestras fueron templadas en agua excepto las que semuestran que no fueron así, y todas las dimensiones de los especímenes son dadas enpulgadas. (12).
2.3.2.2 Esfuerzos residuales de tensión
En las superficie de una pieza, no son usualmente deseables debido a que estos
pueden incrementar los niveles de esfuerzo muy efectivamente y podrían causar
fracturas de temple, grietas de rectificado, y grietas ¡mpredecibles de esfuerzo-
corrosión, también, una reducción en la resistencia y vida útil (resistencia a la
fatiga). En casos extremos, los esfuerzos residuales serían tan grandes que estos
estarían muy cerca, o inclusive serían más grandes que la resistencia del mismo
material.
Los esfuerzos residuales de tensión en el interior de un componente también
serían dañinos debido a la existencia de defectos internos. La fractura retardada,
en la ausencia de ambientes adversos y grandes esfuerzos aplicados, es
atríbuible a la acción de los esfuerzos residuales en defectos hora del material.
40
Por ejemplo, un eje de acero con un diámetro de 17.5 cm (6.9 in) X 125 cm (49.2
in) de largo exploto en varios pedazos mientras se colocaba en el suelo. Bajo
carga normal, éste habría requerido un esfuerzo de tensión más grande que 150
MPa (22 ksi) para romperse. (12)
2.3.3 Desarrollo de esfuerzos residuales en partes procesadas
Variaciones en esfuerzos, temperatura y elementos químicos dentro del cuerpo
de la parte durante el procesamiento causan esfuerzos residuales. (12) En la
Tabla 2. 4 se da un resumen de esfuerzos residuales de tensión y compresión en
la superficie de las partes fabricadas por procesos comunes de manufactura.
41
Tabla 2. 4 Resumen de esfuerzos residuales de tensión y compresión en la superficie departes creados por procesos comunes de manufactura (12)
Compresión en la Tensión en la superficiesuperficie •}!
Trabajo en la superficie: Disparo de Dibujos de varillas o alambres congranalla, rolado superficial, doblados y penetración profunda
demás.
Dibujos de varillas o alambres con Rolado con penetración profunda.
penetración superficial(a)
Rolados con penetración superficial(a) Estampado con penetración profunda.
Estampado con penetración superficlal(a) Tubo de hundimiento de la superficieexterna.
Tubo de hundimiento de superficie Flexión plástica del lado acortado.interior.
Acuñado alrededor de agujeros. Pulido: Practica normal y condiciones
extremas.
Flexión plástica en la parte estirada. Acero con endurecimiento directo(Através de endurecimiento)(b)
Pulido bajo condiciones suaves. Decarburación de la superficie del acero.
Martilleo Soldadura(última porción para alcanzar latemperatura ambiente)
Templado sin fase de transformación. Maquinado: Torneado, fresado.
Acero con endurecimiento directo(No los Superficies edificadas de ejes.suficientemente curtido)
Acero endurecido de caja. Maquinado por electroerosión
Endurecimiento por inducción y/o flama. Corte a flama.
i Pretensado
(a) Penetración superficial se refiere a <= (b) Depende de la eficiencia del medio de
1% en la reducción del área del espesor; templepenetración profunda se refiere a >= 1%.
En partes tratadas térmicamente, los esfuerzos residuales pueden ser
clasificados como aquellos que son causados por un gradiente térmico único o
un gradiente térmico en combinación con un cambio estructural (una fase de
trasformación). Cuando una parte de acero es templada desde la temperatura de
austenización a la temperatura ambiente, se establece un patrón de esfuerzos
residuales debido a la combinación de gradientes térmicos y a cualquier
inducción-trasformación local de expansión de volumen. La contracción térmica
desarrolla desuniformidades térmicas (o temple) esfuerzos debidos a las
diferentes tasas de enfriamiento experimentadas por la superficie de la parte y su
A.
42
interior. En aceros, la expansión de volumen transformacional induce esfuerzos
de transformación debidos a la transformación de la austenita dentro de la
martensita u otros productos de transformación. (12)
2.3.3.1 Contracción térmica
La relación entre el esfuerzo térmico (ath) durante el enfriamiento y el
correspondiente gradiente de temperatura está dado por:
(ath)=aEAT. (Eq 2.3.3.1).
Donde:
E = es el módulo de elasticidad,
a = es el coeficiente térmico de expansión.
Aparentemente los esfuerzos térmicos son mayores en materiales con un alto
modulo elástico y un alto coeficiente térmico de expansión. El gradiente de
temperatura es también función de la conductividad térmica. Por lo tanto, es
bastante improbable desarrollar altos gradientes de temperatura en materiales
que son buenos conductores térmicos (ejemplo, aluminio y cobre), pero es mucho
más común en materiales con bajas conductividades térmicas, como el acero y
el titanio. (12)
2.3.3.2 Patrón de esfuerzos residuales debido a la contracción térmica
Incluso si cualquier cambio de fase en estado sólido es ignorado, los cambios de
volumen térmicos durante el templado causan esfuerzos residuales. El desarrollo
de esfuerzos térmicos residuales longitudinales en una barra de acero de
diámetro de 100mm (4 in) templada en agua desde la temperatura de
austenización ( 850 °C, o 1560 °F) son mostrados en la Figura 2. 18. En el inicio
del enfriamiento, la temperatura de la superficie (S) cae drásticamente en
comparación con la temperatura del centro (C) (Figura 2. 18 a) en un tiempo w,
la diferencia de temperatura entre la superficie y el centro es en un máximo
aproximado de 550 °C (1020°F), correspondiente al estrés térmico de 1200 MPa
43
(174 ksi) debido a una contracción de diferencial lineal de aproximadamente
0.6%. Bajo estas condiciones, el esfuerzo de tensión es desarrollado en la
superficie con un máximo valor de a (Figura 2. 18 b), correspondiente al tiempo
w en Figura 2. 18 (a), y el centro se contraerá, produciendo esfuerzos de
contracción con un máximo de c. Los efectos combinados de esfuerzos de
tensión y compresión en la superficie y en el centro, respectivamente, resultaran
en esfuerzo residuales como lo indicado en la curva C, donde una neutralización
del esfuerzo ocurrirá en alguna temperatura baja u. Por consiguiente,
decrementos posteriores en la temperatura producen esfuerzos longitudinales,
esfuerzos residuales compresivos en la superficie y esfuerzos de tensión en el
centro, como se muestra en la Figura 2. 18 (c). Una ilustración esquemática de
la distribución de esfuerzos residuales sobre el diámetro de la barra templada
debido a contracción térmica pura en las direcciones longitudinales, tangencial y
radial se muestra en la Figura 2. 19 (a). Los esfuerzos residuales máximos
producidos durante el temple se incrementan tanto como la temperatura de
temple y el poder de templado del refrigerante se aumenta. (12)
1000
Muestra de 100 mm (4 pulg)templada en agua
44
Figura 2. 18 Desarrollo de esfuerzos residuales y térmicos en la dirección longitudinal enuna barra de acero de 100 mm (4 in) de diámetro templada en agua desde la temperaturade austenización (850°C, o 1560 °F). Los esfuerzos de transformación no sonconsiderados. (12)
2.3.3.3 Patrón de esfuerzos residuales debido a los cambios térmicos y de
volumen transformacional.
Durante el endurecimiento del acero mediante el temple, la martensita dura
formada en capas superficiales, produce una expansión de volumen, mientras
que el resto de la parte continúa como austenita caliente y dúctil. Después, el
resto de la austenita transforma a martensita, pero requiere una expansión de
volumen por la capa superficial endurecida. Esta restricción causa la parte
fundamental para estar bajo compresión, con la superficie exterior bajo tensión.
En la Figura 2. 19(c) se ¡lustra la distribución de esfuerzos residuales sobre el
diámetro de la barra templada, mostrando una expansión de volumen asociada
45
con fase de transformación en las direcciones longitudinal, tangencial, y radial. Al
mismo tiempo, durante el enfriamiento final del interior, su contracción es
obstaculizada por las capas superficiales endurecidas. Esta restricción en
contracción produce esfuerzos de tensión en el interior y esfuerzos de
compresión en el exterior de la superficie. Sin embargo, la situación mostrada en
la Figura 2. 19(c) prevalecen, siempre que la expansión volumétrica neta en el
interior, después de que la superficie se ha endurecido, es mayor que la
contracción térmica restante. En algunos casos, estos cambios volumétricos
pueden producir grandes esfuerzos residuales que pueden causar deformación
plástica al enfriarse, generando un pandeamiento o distorsión en la pieza de
acero. Mientras que la deformación plástica aparece para reducir la severidad de
los esfuerzos de templado, si el temple es severo, los esfuerzos de templado son
tan altos que no son suficientemente aliviados por la deformación plástica.
Consecuentemente, un gran esfuerzo residual restante alcanzará o incluso
excederá el esfuerzo a la fractura del acero. (12)
Radial
ía)
u
L= longitudinalT • tangencialRsi
46
Longitudinal
Tangencial
Radial
Figura 2.19 Ilustración esquemática de la distribución de esfuerzos residuales sobre eldiámetro de una barra templada en las direcciones longitudinal, tangencial y radial
debido a:
(a) Contracción térmica
(b) Ilustración esquemática de la dirección y orientaciones.
(c) Ambas, cambios de volumen térmicos y transformacionales. (12)
Esta ruptura o fractura localiza, es llamada fractura de temple.
47
Esto debería ser enfatizado para un grado de acero dado, ambos, una pieza de
tamaño grande y alta velocidad de temple contribuye a un gran valor de
contracción térmica, como comparar la expansión volumétrica de martensita. En
contraste, cuando las piezas son delgadas y la tasa de temple no es alta, la
contracción térmica de la parte subsecuente al endurecimiento de la superficie
será más pequeño que la expansión volumétrica de martensita. Similarmente,
para una tasa de temple dada, los gradientes de temperatura decrecen como
decrecen los espesores de la sección y consecuentemente, los componentes
térmicos de esfuerzos residuales también decrecen.
Aunque un endurecimiento menos profundo del acero muestra un alto esfuerzo
de compresión en la superficie, el endurecimiento profundo de los aceros
desarrollará moderado-altos esfuerzos compresivos en la superficie si se templa
en agua y temple severo. Cuando estas profundidades de endurecimiento de los
aceros son a través de endurecimiento por temples menos eficientes, éstos
mostraran esfuerzos de tensión en la superficie. En general, los tratamientos
termomecánicos y endurecimiento térmico superficial, tales como el carburizado
o nitrurado, producen esfuerzos residuales de compresión benéficos en la
superficie. (12)
2.3.4 Fractura de temple
Cualquier cosa que produce esfuerzo de temple excesivo es básicamente causa
de fractura. La fractura de temple es principalmente intergranular, y puede ser
relacionada con algunos de los mismos factores que causan fractura
intergranular en el sobrecalentamiento y aceros quemados. En la Figura 2. 20 se
muestran típicas fracturas de temple. Los principales factores contribuidores a las
fracturas durante el tratamiento térmico son:
1) Diseño de la pieza.
2) Grado del acero.
3) Defectos en la pieza.
4) Prácticas de tratamiento térmico.
5) Prácticas de revenido.
48
W W
Figura 2. 20 Ejemplo de fracturas de temple, (a) Ilustración de Micrografía de acero AISI4340 templada y revenida con fractura de temple pura, (b) Micrografía de acero 4142 comotemplado y revenido. La microestructura es martensita revenida con fractura de temple enel radio del filete. Magnificación original: 100x 3% de nital. (12)
2.3.4.1 Diseño de la pieza.
Características como esquinas agudas, el número, locación y tamaños de
agujeros, ranuras profundas, estrías, y cambios abruptos en la sección del
espesor dentro de la pieza (ej. Una sección mal balanceada) aumenta la
formación de fracturas, debido a que mientras las áreas delgadas se enfrían
rápidamente en el temple las áreas adyacentes al espesor son enfriadas muy
lentamente. Una solución para este problema es cambiar el enfriador por uno que
temple menos drásticamente (ej: aceite). (12)
2.3.4.2 Grados del acero.
En general, el contenido de carbono del acero no debería de exceder el nivel
requerido; de otra manera, el riesgo de fractura se incrementara. Por ejemplo, un
decremento del carbono de 0.72 a 0.61% ha demostrado incrementar
ligeramente la resistencia a las fracturas del acero rimado para ruedas de riel de
ferrocarril. Debido a la segregación del carbono y los elementos de aleación
-i_
49
algunos aceros son más propensos que otros a la fractura por temple. Aceros
sucios que son los aceros con más del 0.05% S, son más susceptibles a las
fracturas que los aceros con grados bajos de azufre.
La razones para esto es que éstos aceros con grados de azufre altos generan
más segregación en los elementos de aleación, la superficie de los aceros
rolados en caliente con alto sulfuro tiene una alta tendencia a formar costuras,
que actúan como concentradores de esfuerzos durante el templado, estos son
usualmente de grano grueso para mejor maquínabilidad, la cual incrementa la
fragilidad y por lo tanto promueve las fracturas. Si esos grados de sulfuro altos
son remplazados por aceros tratados con calcio o aceros terminados en frió con
plomo, este problema puede ser eliminado. (12)
2.3.4.3 Defectos en las piezas.
Los defectos superficiales o debilidades en el material pueden causar fracturas
por ejemplo la profundidad de las costuras superficiales o los largueros no
metálicos en ambas barras rolados en caliente y rolados en frió pueden contribuir
a las facturas. Otros defectos son inclusiones y marcas de estampado. Para
grandes profundidades de costura, es altamente recomendado usar barras
torneadas o inspeccionarlos usando partículas magnéticas de inspección.
Defectos de forja en piezas pequeñas, como costuras, traslapes, líneas de flash
o fracturas de corte, así como también escamas de hidrógeno y rupturas internas
en forjas pesadas agravan las fracturas. (12)
2.3.4.4 Prácticas de tratamiento térmico.
Altas temperaturas de austenizado incrementan la tendencia hacia la fracturas
por temple. En adición a esto, los aceros con un tamaño de grano grande son
más propensos a las fracturas que los aceros con grano fino, esto debido a que
los aceros con grano fino poseen más área de frontera de grano que actúa como
barrera a las fracturas, y las fronteras de grano ayudan a absorber y redistribuir
los esfuerzos residuales. Un contribuidor para aseverar la fractura es la práctica
de tratamiento térmico inadecuado, por ejemplo, calentamiento no uniforme y
enfriamiento no uniforme. Es una buena práctica de tratamiento térmico el
50
recosido de las aleaciones de acero antes del tratamiento de endurecido, esto
debido a que produce microestructuras de grano refinado y releva esfuerzos.
Los aceros endurecidos con agua son más susceptibles a las fracturas si estos
no son manipulados apropiadamente. Se presentan manchas suaves
mayormente en los aceros endurecidos con agua especialmente cuando la parte
es manipulada con tenazas, esto para el proceso de temple. Normalmente las
superficies limpias muestran un endurecimiento adecuado y las superficies con
escamas muestran un endurecimiento insuficiente. La mayor parte de las piezas
que son endurecidas con agua contienen algunas manchas suaves. (12)
2.3.4.4.1 Acero descarburizado.
La decarburizacion es usualmente causada por una insuficiente atmosfera de
protección durante el tratamiento térmico. Esta puede resultar por fallas en la
planta de carburizado (ej., hornos y sellos retenedores defectuosos), un pobre
control de proceso (ej., insuficiente equipamiento de monitoreo de atmosfera), o
la existencia de carburantes en la atmosfera del horno (ej., CO2, vapor de agua,
y H2 en endogas).
Una superficie parcial decarburizada durante el endurecimiento también
contribuye a las fracturas, porque la trasformación martensítica sobre la
superficie es completada antes de la formación de martensita en el centro.
Las superficies decarburadas pueden también reducir la dureza, la cual
promoverá un desgate prematuro. La decarburación parcial debe ser evitada,
especialmente para aceros con endurecimiento profundo, ya sea proveyendo
algún tipo de atmosfera protectora durante la operación de calentamiento,
remoción de excedentes (escamas) mediante el pulido, o por un proceso de
recarburizacion. En adición en la atmosfera protectora, baños de sales, paquetes
inertes, u hornos de vacío pueden ser usados para obtener la química superficial
deseada. (12)
51
2.3.4.4.2 Aleación de acero carburizado.
Dos tipos de fractura ocurren en el carburizado y aleaciones de acero
endurecidas por cementación: Microfracturas y fracturas en punta. Las
microfracturas en el temple de aceros son pequeñas fracturas que ocurren a
través o junto a las marcas de martensita y antes de los granos de austenita.
Éstas mayormente se forman en partes de acero templadas que contienen cromo
y/o molibdeno como principales elementos alientes y donde el endurecimiento es
hecho por temple directo. (12)
Las microgrietas son frecuentemente observadas en estructuras con límites de
grano grueso tales como las de martensita de placa grande. Esto es
presumiblemente debido a un mayor choque de placas más grandes de
martensita con otras placas más grandes. Otra causa de las microgrietas es el
incremento en el contenido de carbono de martensita (esto es, incremento en la
templabílidad), que está en función de la temperatura de austenizacion y/o el
tiempo. Este problema puede ser evitado eligiendo un acero con menos
templabílidad (que es, con una temperatura baja de austenizacion). Otra solución
es cambiar el ciclo de tratamiento térmico a carburizado, bajo enfriamiento a
temperatura en negro, recalentamiento por ejemplo, 815 o 845°C (1500 o
1550°F), y después el templado. (12)
Las microgrietas en superficies sementadas pueden ser agravadas por la
presencia de hidrógeno, el cual tiende a absorberse durante el carburizado. Sin
embargo, las microfracturas de hidrógeno mejorado pueden ser eliminadas por
un carburizado y revenido de piezas a 150°C (350°F) inmediatamente después
del templado. El revenido tiene un efecto benéfico adicional, este tiene la
habilidad de sanar las microgrietas debido a los cambios en volumen y al flujo
plástico asociado que se desarrolla durante la primera etapa del revenido. No se
han reportados efectos adversos sobre la influencia de las microgrietas en las
propiedades mecánicas.
Las grietas en punta son fracturas que ocurren en los dientes de engranes
carburizados y templados y corren parcialmente o completamente hacia las
52
terminaciones de los dientes en dirección paralela al eje de la parte. Muchos
fabricantes en tratamientos térmicos han resuelto este problema disminuyendo el
contenido de carbono y la profundidad de capa al mínimo nivel aceptable por el
diseño o por medio de un platinado de cobre en el diámetro exterior del engrane
antes del quemado. (12)
2.3.4.4.3 Aceros Nitrurados.
Los nitrurados son muy frágiles. Consecuentemente las fracturas pueden ocurrir
en servicio antes de preocuparse por cualquier mejora en la resistencia al
desgaste. Esto puede ser evitado por un diseño apropiado, por ejemplo,
incorporando a todos los cambios de sección un radio de 3 mm (0.125 in). (12)
2.3.4.5 Prácticas de revenido.
Entre más largo sea el tiempo en que el acero es mantenido a una temperatura
entre la ambiente y 100°C (212°F) después de completar la trasformación de
martensita en el centro, es mayor la probabilidad de ocurrencia de fracturas de
temple. Esto es causado por la expansión volumétrica continúa causada por la
trasformación isotérmica de la austenita retenida dentro de la martensita a
temperatura ambiente.
Hay dos prácticas de revenido que conducen a problemas con fracturas.
Revenido muy pronto después del temple, que es antes de que el acero haya
terminado la trasformación a martensita durante el temple, y revenido de la
superficie, usualmente observadas en secciones pesadas (>= 50 mm, o 2 in,
grueso en placas y > 75 mm, o 3 in, en diámetro en barras redondas).
Es una práctica normal revenir inmediatamente después del temple. En tal caso,
algunas restricciones deben ser ejercidas, especialmente para secciones largas
(> 75 mm, o 3 in) en aceros aleados con endurecimiento profundo. La razón es
que el centro no ha completado su trasformación a martensita y continua la
expansión, mientras la superficie y /o proyecciones, tales como las bridas,
empiezan el revenido y tratan de reducir su tamaño. Estos cambios simultáneos
de volumen producen fracturas radiales. Este problema puede convertirse en
53
severo si se usa para el revenido un calentamiento rápido (ej, inducción, flama,
conducción, o baño de sales liquido). Por lo tanto partes de acero muy largas y
muy intrincadas deberían ser removidas del templado medio, y el revenido debe
ser empezado cuando las piezas están lo suficientemente tibias para cargarlas
cómodamente con las manos denudas (aproximadamente de 50°, o 120°F)
El revenido superficial ocurre en partes de sección pesado cuando la dureza final
es >360 HB. El revenido superficial es debido a un tiempo insuficiente de revenido
y es usualmente determinado cuando la dureza superficial cae por 5 o más HRC
putos desde la dureza del centro. Las fracturas frecuentemente ocurren algunas
horas después de que el componente se ha enfriado desde la temperatura de
revenido y frecuentemente corre a través de toda la sección trasversal. Este
problema puede ser eliminado si re-revenimos por 3h a la temperatura original
del revenido, la cual producirá un cambio en la dureza de aproximadamente 2
puntos HRC. (12)
2.4 Proceso de GMAW
La soldadura por arco metálico bajo gas protector (GMAW) ofrece grandes
ventajas como lo son la capacidad de soldar todos los metales y aleaciones
comerciales, alcanzar velocidades altas de soldadura, soldar en todas las
posiciones, además de la facilidad en automatización o robotizacíón. Por ende,
el proceso de soldadura GMAW se ha vuelto ampliamente usado (13).
Una característica importante del proceso de GMAW es que toda la protección
de soldadura es proveída por una atmosfera de gas que también es emitida por
la pistola de soldar proveniente de una fuente externa. Los gases usados incluyen
dos, del tipo inerte y reactivo. Gases inertes como el argón y helio son usados
para algunas aplicaciones. Estos pueden ser usados por separado o en
combinación uno con el otro, también pueden ser mezclados con gases reactivos
como el oxígeno o dióxido de carbono. Muchas aplicaciones de soldadura por
arco metálico bajo gas protector (GMAW) utilizan dióxido de carbono como
54
protección única ya que es relativamente de bajo costo comparada con la de un
gas inerte (14).
2.4.1 Principios de Operación del proceso GMAW
La soldadura GMAW utiliza un hilo (alambre) para soldar, que se alimenta
automáticamente a una velocidad constante como un electrodo. Se genera un
arco eléctrico entre el metal base y el hilo, y el calentamiento resultante funde a
éste último proporcionando la unión de las placas base. Un diagrama
esquemático de esto se muestra en la Figura 2. 21.
Tobera de Gas
Electrodo Protección Gaseosa
Arco eléctrico
Metal de Soldadura
Metal Base
^¿mzmmnmxm
m Dirección del desplazamiento
Figura 2. 21 Ilustración de soldadura por arco metálico bajo gas protector (GMAW) (15)
Este método se conoce como proceso de soldadura por arco
semiautomático por que el hilo se alimenta automáticamente a una velocidad
constante y el soldador mueve la pistola. Durante el proceso, un gas protector
protege la soldadura de la atmosfera y evita la oxidación del metal base. El tipo
del gas protector utilizado depende del material base que se va a soldar (15).
Este proceso toma su nombre del hecho de que, originalmente, utiliza sólo
gases inertes para protección, así que se aplicó el nombre de metal inert gas
(MIG). Hoy se utilizan muchos gases diferentes, algunos son inertes y no
55
reactivos en cualquier circunstancia y otros son reactivos y pueden combinarse
bajo algunas condiciones (de ahí la otra denominación, MAG, metal active gas).
Debido a los cambios en el gas protector, el término soldadura por arco metálico
bajo gas protector (GMAW, por sus siglas en inglés, gas metal are welding o
soldadura GMAW), fue adoptado por la American Welding Society para este
proceso. Sin embargo, en los sectores de la carrocería, la cerrajería y las
estructuras ligeras, se utiliza más habitualmente el término MIG.
La única forma correcta de soldar acero de alta resistencia y acero de baja
aleación y alta resistencia, y otros aceros de pequeño espesor, es con soldadura
GMAW. Casi cualquier soldadura que se haga por arco o con gas se puede hacer
más rápidamente con soldadura GMAW (15).
2.4.2 Equipo para soldar con GMAW
El equipo de soldadura GMAW básico se compone de una pistola, una unidad de
alimentación de hilo (alambre), un suministrador de hilo, una fuente de
alimentación, un suministrador de gas protector con regulador/medidor de caudal,
un circuito de control y las mangueras, forros internos y cables asociados, tal
como se ve en la Figura 2. 22 (15).
Ss?ní>íw&a ám«¡sis 4»«MMM
yinitoiiéiissHisif ai«Éi»telsn ásl Me
Oat*» si» i -
attl» tw*m4® sátmmxKx:
* *i Igstm»ej* «uwWílíB
Figura 2. 22 Equipo de soldadura por arco metálico con gas protector (15)
56
2.4.3 Modos de transferencia del Metal en el proceso GMAW
El metal fundido en la punta del electrodo puede ser transferido al charco de
soldadura por medio de tres modos de transferencia básicos: Globular, espray y
corto circuito. (16)
2.4.3.1 Transferencia Globular
La transferencia globular se define como la acción en la que pequeñas gotas de
metal cercanas al diámetro del electrodo o más grandes a este, viajan a través
de la separación de arco eléctrico bajo la influencia de la acción de la gravedad.
La transferencia globular no siempre es tersa y en consecuencia produce
salpicaduras, así mismo, la transferencia" globular ocurre en una relativamente
baja corriente de soldadura, independientemente del tipo del gas de protección
que se utilice. Con CO2 y He, sin embargo, esto ocurre en todas las corrientes de
soldadura utilizadas. Con el fin de reducir la salpicadura, se utiliza un arco corto
enterrado cuando utilizamos protección de CO2 en el proceso GMAW para aceros
al carbono y aceros de baja aleación. En la Figura 2. 23 se muestra la imagen de
transferencia Globular y de espray para dar una mejor idea de lo que se planteó
anteriormente. (16)
57
Figura 2. 23 Transferencia de metal durante GMAW en acero con Ar-2% protección de 02:(a) Transferencia globular en 180 A y 29 V mostrado en cada 3X103s; (b) Transferencia enespray a 320 A y 29 V mostrado cada 2.5X10"4s. Reimpresa por Jones et al (11). Cortesía
de AWS. (16)
2.4.3.2 Transferencia en espray
La transferencia en espray se da sobre un nivel de corriente crítico, pequeñas y
discretas gotas de metal viajan a través de la separación de arco bajo la influencia
de una fuerza electromagnética con una mucha más alta frecuencia y velocidad
que en la transferencia globular. Figura 2. 23(b). La transferencia de metal es
mucho más estable y libre de salpicaduras. El nivel crítico de corriente depende
del material y del tamaño del electrodo, también "de la composición del gas
protector. Para el caso de la Figura 2. 23, la corriente critica fue encontrada entre
280 y 320 A. (16)
2.4.3.3 Transferencia de corto circuito
El metal fundido en la punta del electrodo es transferido desde el electrodo hasta
el charco de soldadura cuando este toca la superficie del charco, que es cuando
el corto circuito ocurre. La transferencia por corto circuito engloba el más bajo
rango de corriente de soldadura y tamaños de electrodo. Este produce un
58
pequeño y rápido congelamiento del charco de soldadura que es deseable para
secciones de soldadura delgadas o soldaduras fuera de posición (Como las
soldaduras de posición sobrecabeza), y largas aberturas de raíz de puentes. (16)
CAPITULO 3. DESARROLLO DEL
PROYECTO
59
3.1 Metodología general
Un esquema de la metodología utilizada durante el análisis y desarrollo de este
reporte de proyecto es el que se muestra en la Figura 3. 1.
Paso 1. Revisión
bibliográfica
Paso 4. Definición de la
metodología de lacaracterización
Paso 7. Propuestas demejora e
Implementación
Paso 2. Revisión del
proceso físico ydocumentación del
proceso en campo
Paso 5. Caracterización
metalografía
Paso 8. Monitoreo del
proceso despuésmejora implementada
Paso 3. Revisón
estadística del defecto yselección de la pieza
con fractura
^r
Paso 6. Análisis de los
resultados de la
caracterización
Paso 9. Redacción de
resultados yconclusiones
Figura 3.1 Metodología utilizada para el análisis y resolución de problema de estudio.
60
Un punto muy importante de la metodología para llevar el caso de estudio en este
reporte de proyecto es la caracterización de una pieza con fractura, este análisis
será determinante para poder llegar a la causa que produce dichas fracturas y
así mismo, dará una idea clara de cómo se atacará el problema.
Antes de entrar de lleno con la metodología de la caracterización, se presentará
como la empresa Caterpillar México S.A de C.V lleva a cabo el proceso de
fabricación y transformación del componente de estudio, esto con la finalidad de
tener un mejor entendimiento de las variables que intervienen en dicho proceso.
Aunque se mencionan todos los pasos por los cuales el componente de estudio
es procesado, daremos especial importancia a los procesos de maquinado,
tratamiento térmico y soldadura, esto con el fin de detallar los parámetros
utilizados, secuencias del proceso y problemática observada al final de que el
componente de estudio es inspeccionado.
3.1.1 Diagrama de flujo del proceso
A) Llegada de materialforjado a almacén de
recibo de material
V
D) Inspección conpartículas magnéticas
nF
B) Maquinado delcomponente en torno
CNC y centro demaquinado Heller
C) Tratamiento térmicode la pieza(Carburizado,
temple, revenido ylimpieza)
F) Proceso de soldaduradel componente en el
ensamble final
G) Pintura >
H) Inspección delcomponente con
Líquidos penetrantes>
I) Embarque delcomponente
Figura 3. 2 Diagrama de flujo del proceso para el componente de estudio. CortesíaCaterpillar México S.A de C.V.
61
A) Llegada de material forjado a almacén de recibo de material
B) Maquinado del componente en torno CNC y centro de maquinado
Heller. El proceso de maquinado o de corte de metal es
extremadamente complejo. El proceso de corte es generalmente
ilustrado considerando flujo de metal hacia y sobre una herramienta de
corte simple en una operación de movimiento rotativo o de tipo
brochado Figura 3. 3.Durante el corte, el movimiento de la herramienta
dentro de la pieza de trabajo genera un campo de estrés complejo
alrededor de la punta de la herramienta. Este estrés genera una ruptura
en la pieza de trabajo sobre la parte delantera de la punta de la
herramienta. Las grietas crecen y se juntan para separar el metal a ser
removido de la pieza de trabajo. La capa de material devastado se
deforma y fluye a través de la cara de la herramienta, y es después
removida del área de corte. Idealmente, las fracturas de material
removido son separadas fácilmente del área de corte como "hojuelas".
Desde esta descripción simple, es aparente que la pieza de trabajo, la
herramienta de corte y las hojuelas son sometidas a una tasa grande
de estrés y esfuerzo durante el proceso de corte. Esta condición, más
la fricción entre la herramienta y las hojuelas, causan un calentamiento
local considerable. En casos extremos, el calor puede causar que las
hojuelas se suelden en la cara de la herramienta, una deformación
plástica local, o incluso fundir la herramienta en la pieza de trabajo. Así
que, ambos, los fabricantes de herramientas y los desarrolladores de
materiales han realizado mucha investigación para mejorar el
desempeño de los materiales durante el proceso de corte sin sacrificar
otras propiedades.
• El 80% del calor generado por el proceso de maquinado, es
removido de área de trabajo por las propias "hojuelas".
• Dadas las altas temperaturas y estrés envuelto en la formación
de las hojuelas, tiene lugar un endurecimiento local en algunas
62
aleaciones o constituciones de material, haciendo más difíciles
los acabados subsecuentes, como se ve en la Figura 3. 4.
La presencia de inclusiones no metálicas indeseables es causa
de un pobre maquinado (Mecanizado). También se puede
atribuir porosidad por este concepto de microlimpieza y
problemas de maquinado por permitir oxidación de sub-
superficies o carburación de poros durante y particularmente al
enfriar desde una sinterización (Sinterización es el tratamiento
térmico de un polvo, compactado metálico o cerámico) en un
tratamiento térmico en particular. En casos extremos, redes de
óxido o capas de carburos pueden reducir el mecanizado
significativamente. (17)
Hojuelas
Figura 3. 3 Diagrama esquemático del proceso de maquinado (Mecanizado) (17)
63
M)G HV
700 800 HV
600-700 HV
500 eoo HV
400-500 HV
Figura 3. 4 Mapeo de micro dureza en una hojuela de un maquinado ilustra una alta durezaa lo largo de la superficie de la hojuela. El alto calor proveniente del trabajo aplicado y lafricción localmente pueden endurecer la hojuela y la pieza de trabajo. (17)
64
En el siguiente diagrama de flujo, se describe el proceso de maquinado del
componente de estudio denominado "Cazuela" en la empresa Caterpillar México,
Figura 3. 5.
Figura 3. 5 Proceso de maquinado de pieza de estudio en la planta Caterpillar México,Cortesía, Caterpillar México S.A de C.V.
1) Llegada de componentes forjados a maquinar.
2) Ajuste de torno CNC.
3) Ajuste de herramientas para torneado.
4) Maquinado de primera mitad del componente.
5) Girado de la pieza para maquinado de la segunda parte del componente.
6) Traslado de la pieza a centro de maquinado horizontal Heller.
7) Colocación de la pieza en el aditamento de maquinado 1.
8) Maquinado de la primer cara del componente y agujero denominado "Grasera".
9) Girado del aditamento y colocación de la pieza en el aditamento 2.
10) Ajuste del componente.
11) Maquinado de la segunda cara del componente y barrenado de agujeros.
65
En la Figura 3. 6 y Figura 3. 7 se pueden ven las hojas de instrucción para el
maquinado de pieza de estudio.
HOJA DE INSTRUCCIONES
NUMERO DEMATERIAL: ¡2142294F-0S
OPERACIÓN: 30
INSTRUCCIONES:
MAQUINADO (FRESADO Y GRASERA) (C MIC)
HOJA DE INSTRUCCIÓN # 89-2142294 (Op, 30 FRESADO)
Colocar aditamento 8911TAM00351 sobre el pallet de la maquina
MAQCMH09 (Heller 1), Utilizando el equipo de levante 8911TLD02369.
Utiliza la ayuda visual para mayor referencia en el montaje.Montar pieza en aditamento, utilizando el equipo de levante
8911TLD02431 colocándola en la posición de B 0oAlinear cara contraria a la referencia -A- con bandera del
aditamento.
Maquinar cara contraria a la referencia -A-, de una dimensión de127.86 mm, Dejar a 128.36 mm por proceso.
Maquinar diámetro de 8.7 mm Clase -A- con un roscado de 1/8 -27hilos NPSF, A una dimensión de 80.5 mm por proceso, partiendo de la
cara marcada cono referencia - A -
Maquinar avellanado de 10.5 +/- 0.5 mm en la entrada del diámetro.Rebaberar completamente las áreas maquinadas.
Utiliza tú E.P.P.
Valida la dimensión, la calidad de la rosca y llena gráfica decontrol al 100%
NOTA 1: Respeta las dimensiones de proceso ya que son criticas paraasegurar la calidad de la pieza en las siguientes operaciones.
MOTA 2: Limpia completamente la salida del diámetro de 8.7 mm dejandoun tipo chaflán de 3.0 mm para evitar grietas o fractura al momentode aplicar la Operación, de tratamiento térmico.
NOTA: TODO CALIBRADOR QUE SEA TAPÓN ROSCA SERA COMPARTIDO CON OTROS
CENTROS DE TRABAJO.
Figura 3. 6 Hoja de instrucción para maquinado de componente de estudio en sus carasmaquinadas y agujero denominado "grasera", este documento es propiedad intelectual dela empresa Caterpillar México S.A de C.V mostrado solo con fines didácticos, cualquiercopia no autorizada de este documento conlleva a una demanda legal ante las autoridadespertinentes.
66
HOJA DE INSTRUCCIONES
NUMERO DE MATERIAL: 02142294F--09
OPERACIÓN: 230
INSTRUCCIONES:
MAQUINADO PRIMERAS (CON CARACT. MIC)
HOJA DE INSTRUCCIÓN # 2142294 (Op 230 ROSCADO M24)
Colocar aditamento 8911TAM00351 sobre el pallet de la maquinaMAQCMH09 (Heller 1), Utilizando el equipo de levante 8911TLD02369.Utiliza la ayuda visual para mayor referencia en el montaje.Montar pieza en aditamento, utilizando el equipo de levante8911TLD02431 colocándola en la posición de B 180°Referenciar la pieza, con el perno en el diámetro roscado de 1/8 - 27hilos NPSF y asegúrate que tope la cara contraria a la referencia, -A- en los topes.Maquinar 8 taladrados de 21.0 mm de diámetro clase "B" con unaprofundidad de 61.0 mm como minimo.Realizar avellanado de25.0+/-0.5mm diámetro al inicio de los
diámetros taladrados de 21.0 mm
Hacer roscado M24X3-6H con una profundidad de 46.0 mm en I03diámetros de 21.0 mm
Verifica la calidad de las roscas al 100% con el calibrador GO-NOGO
Envia la primera pieza a inspección CMM.Utiliza tú E.P.P.
NOTA: Asegúrate que los diámetros roscados vayan libres de rebaba.NOTA: TODO CALIBRADOR QUE SEA TAPÓN ROSCA SERA COMPARTIDO CON OTROS
CENTROS DE TRABAJO.
Figura 3. 7 Hoja de instrucción para maquinado de componente de estudio en sus barrenostaladrados perpendiculares a las caras maquinadas, este documento es propiedadintelectual de la empresa Caterpillar México S.A de C.V mostrado solo con fines didácticos,cualquier copia no autorizada de este documento conlleva a una demanda legal ante lasautoridades pertinentes.
67
C) Proceso de tratamiento térmico. El proceso de tratamiento térmico del
componente de estudio se describe en el capítulo 2.2.2 de este reporte
de proyecto. A continuación se ilustrará como la empresa Caterpillar
México S.A de C.V lleva a cabo el proceso de tratamiento térmico de
carburizado, así como los pasos subsecuentes de temple y revenido
para poder obtener piezas con alta resistencia en la superficie, pero
buenas propiedades mecánicas en el interior, Figura 3. 8.
=s¡»> i mm
Figura 3. 8 Proceso de tratamiento térmico en la planta Caterpillar México para elcomponente de estudio. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V.
1) Limpieza de la pieza con máquina de granallado.
2) Calentamiento de la pieza a 80 °C por un lapso de 10 min para deja el componente
a una temperatura de 30 a 35 ° y sí para poder aplicar pintura de la pieza.
3) Aplicación de pintura, se aplican 2 capas de pintura con un intervalo de 20 minutos
entre capas. La pintura utilizada es pintura NoCARB, y esta pintura ayuda a evitar
68
que la atmosfera carburante llegue a las superficies las cuales no queremos
carburizar durante la estancia en el Horno de carburizado.
4) Se prepara el componente en canastillas para inicio de cocido de pintura y
extracción de humedad de la misma.
a. Temperatura de 80 grados por 2 hrs
b. Temperatura de 110 grados por 1 hora
c. Temperatura de 120 grados por 0.5 horas.
5) Se mueve material al horno de Carburizado para iniciar éste proceso en la pieza en
3 etapas, en donde en las primeras 2, la Temperatura es igual, sólo se varia la
concentración de la atmosfera carburante:
a. 1ra etapa: Temperatura de 927 °C por un periodo de 20 horas
b. 2da etapa: Temperatura de 927 °C por un periodo de 3 horas 45 min
c. 3ra etapa: Temperatura de 860 °C por un periodo de 30 min.
6) Movimiento a mesa de enfriamiento, hasta la temperatura ambiente por medio de
convección con aire.
7) Movimiento de material a horno de templado:
a. Temperatura del horno: 850 °C durante 2.5 horas.
b. Medio de temple: Agua a 39 -43 °C.
c. Tiempo de temple: 180 segundos
d. Dureza alcanzada: 59 HRC
8) Movimiento de piezas a horno de revenido a 200 °C, por un periodo de 2 horas.
Después se deja enfriar el material a temperatura ambiente.
9) Enviar el material nuevamente a la máquina de granallado para su limpieza y
prepararlo para su inspección de dureza y partículas magnéticas.
D) Inspección de la pieza con partículas magnéticas. El proceso de
inspección por partículas magnéticas para el componente de estudio,
69
una vez que el proceso de tratamiento térmico se ha llevado acabo, se
desarrolla por el departamento de calidad del laboratorio metalúrgico
de la planta Caterpillar México. El Proceso se describe en el siguiente
diagrama de flujo, Figura 3. 9.
Figura 3. 9 Inspección por partículas magnéticas para el componente de estudio en laplanta Caterpillar México S.A de C.V. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V.
1) Encendido del equipo y colocarlo en corriente alterna para inspección superficial.
2) Inspección visual del componente para asegurar que éste se encuentre libre de
cualquier impureza antes de la inspección con partículas magnéticas.
3) Colocar revelador en zona maquinada esférica para usarlo como contraste en la
prueba de las partículas magnéticas.
4) Inspección de la primera parte del componente.
5) Rotar y continuar con la inspección del componente.
6) Girar componente para realizar inspección en zona de "Grasera".
Una vez terminada la inspección con partículas, y de no presentar indicaciones
las cuales sean relevantes y estén fuera de la especificación requerida, el
componente es liberado a la siguiente operación para continuar con el proceso.
70
E) Almacenamiento.
F) Soldadura del componente de estudio en ensamble final. Como fue
descrito con anterioridad, el componente de estudio es tratado
térmicamente para después ser soldado a un ensamble mayor
mediante el proceso de GMAW, y así, darle la funcionalidad de
rodamiento. A continuación se describe el proceso de soldadura que
se lleva a cabo en la empresa Caterpillar México S.A de C.V para unir
este componente al ensamble final, dando algunos detalles y datos
técnicos utilizados en el proceso, Figura 3. 10.
Figura 3. 10 Diagrama de flujo que representa el proceso de soldadura por GMAW delcomponente de estudio en la empresa Caterpillar México S.A de C.V, Cortesía CaterpillarMéxico S.A de C.V.
1) Colocación del componente de estudio (Rodamiento) en el ensamble final
mediante el uso de aditamento.
2) Precalentamiento del componente a 350 °F (176°C) para su punteo.
3) Punteo del componente con cordones de 3 mm en 2 lugares y 2 puntos cada
uno de A-B y de C-D.
4) Soldadura de 3 pases al 70% del volumen total del cordón de 16 mm en
secciones A-B y C-D.
71
5) Precalentar resto del componente a 350°F (176 °C) para después aplicar
soldadura final de 4 pases para alcanzar un tamaño de cordón de 16 mm todo
alrededor del Rodamiento.
6) Colocación de refuerzos y soldadura de los mismos en ensamble final con
precalentamiento previo a 350 °F.
7) Soldadura final del cordón del refuerzo.
8) Revisión de temperatura/Precalentamiento a 350°F del área de refuerzos y
aplicación de soldadura.
9) Precalentamiento de área de "grasera" a 350 °F para punteo de guarda Zerk.
10) Puntear guarda Zerk con 2 puntos de 3mm cada uno.
11) Soldar con cordón de 6mm y 10mm de longitud en zonas marcadas.
12) Tapado con colcha térmica durante un periodo de 3 horas para dejar enfriar a
temperatura ambiente.
13) Limpieza y liberación del ensamble.
En la Figura 3. 11, Figura 3. 12, Figura 3. 13, Figura 3. 14 y Figura 3. 15 se
muestran las hojas de instrucción para la soldadura de la pieza de estudio al
componente final. También se detallan algunas características críticas de
electrodo y parámetros de soldadura utilizados para la correcta unión.
INSTRUCCIONES ESPECIALES
Este procedimiento aplica para el número de parte: Hoja topadora Modelos D6.
Parámetros Generales
Operación:
PROCESO:
Ponteo Y Soldadora Final:
Soldadura por Arco metálico y gas protector GMAW)
Especificación Caterpillar (1E-559)
Especificación (AMS): A5.18Clasificación (AWS): ER70S-3
Diámetros De Alambre Sólido: 0.045" (1.1 am)
Velocidad De Alambre Especificado
En Cada Secuencia +/-10%
Voltaje Estipulado En Cada Secuencia +/-7%Gas
Sobresaliente Tobera.
Flujo +50% -20%Polaridad
Tipos de puntos de soldadura
P: Punto Estándar filete de 3
PR: Punto Reforzado filete de 3
longitud de 25
Longitud de 51
: MPM (Metro minuto)
: Volts
: Mezcla 90/10 (Ar/C02)
: 19 - 25 mm
: 45 CFH
: Invertida (DCEP)
72
Nota: La longitud de la soldadura determina el número de puntos y movimientosEspecificados en cada secuencia del procedimiento de soldadura.Nota: Recuerda aplicar los puntos reforzados una distancia de 300 mm entre ellos.
Todos los materiales a ser soldados deben de estar libre de humedad, aceite, grasa,
pintura, oxido, escamas o cualquier otro contaminante que pueda afectar la calidadDe la soldadura" 1E0099 - 8.1.1
Instrucciones Especiales:
Posicionador de soldadura: 8911PPS00560
Aditamento: 8911TAF00194
Perno para localizar la guarda Zerk: 8911TMW00343
Plantilla: 8911TPH02720
Osar colchoneta para mantener la temperatura en la Cazuela y mantener la colchoneta por
3 horas.
La distancia del multiflama al área a precalentar es de 7 a 10 pulgadas de la boquillaal metal base y dirigido hacia la unión a soldar donde sea la raíz de la unión.La distancia para medir la temperatura con el pirómetro es a 3 pulgadas de la raízconsiderando tomar la lectura sobre la cazuela.
Figura 3. 11 Instrucciones especiales de variables de soldadura para la unión de la piezade estudio (Rodamiento) al ensamble final.
~W
tascnt pciom
Loc«li»a» 214 Í2»4 (« » Kgi cai^LT-*ajttc '̂c-""dic Múl'tiiiaau..RmSSGSGS a BB giado* KX555E5E1.r*untear paxtidU I <2 EBpBSS y 2 punto* o/u) . KA d* y *C D", paxa las distensiones revisar las
SUS y DTS <kt la operaeic«a.t*.Xtt-»r |%*rtl4V* ? (i'p-ww*» a/u,? »u«j¿imW" y jÍO*
B»l» <*n «X ár«« marcad». Tomutr <¿» r«f«r»ncia lo»
liienetroi, cocao lo nuestra «1 HPM De *A-SM y **C
73
1E DIAÍPOS' UK. ITtrO Vtt*. I VOLT
"55T T7T r i §.1 7TS
»!.»"" Ifc TJTJH.él
Figura 3.12 Procedimiento de colocación y punteo para el componente de estudio, cortesíade Caterpillar México S.A de C.V.
B(»»I»»
4* l\ </ Al¡^0
v.w¿£sr»
rio. 5
SBC bftsauPcioNPlatear partida 1 (2 ESB3RB y 3 punto» c/o) .»ra}« ___
' fiSESar partida' 2 (2 losar*» V 3' ponto* o/ofTaraja
«2
Puntear partida 3 (2 lagarera y 3 punto* o/uj .Moaerang*ikbj3 de nnltitlana.rrccaientar a 330 orados ranrenoelt. Cazuela a
ra£oarao anta» da puntear
Pnataar partida 4 (2 losarla r 4 ponte» «/«»<
«s «aneio de anltltlana.
Prae^lantar a 390 grados rahranhatt. Casoala aratoarro antas da pontear
«7 matear partida 7 (2 rogara» y 2 panto» c/o>.
pontear partida a <? logaras y 2 panto» c/a) •««aovar «9J1TAP0H34 (430 Ka ) t»»*rae<y. • a^diyp. loe.; araft»
10 dtap.
33»
nr
559
"55T
VDA
í.i
0.1
í;í 0.1
26.0
'26.0
26.0
JÍ..U
2*.0
26.Ú
74
Figura 3. 13 Procedimiento de punteo de refuerzos unidos al componente de estudio,cortesía de Caterpillar México S.A de C.V.
M.
Á—
m
Flg. 2
SEC Msoapcio» 1E DÍA POS TAM. TIPO VDA VOLT
9 • •Operador 1 y 2" oanejo da aoltiflaaa.
Precalentar a 350 grado» Fahrenheit. utilizar
piroaetro digital para checar temperatura 0 crayórtánico de cara.
Soldar partida 1 14 pasas y Limpieza final:Rrawver salpicaduras). Alrededor verificarteaperatura entre pases que no exceda los 450grado» fabrenbelt, otlllzar plroaetro digital paracasoar témporatara.
55» 1.1 B 16 P 14.1 30.0
10 ••Operador 1*» trazo de disensión •anual.Localizar 287-2361 (3.«4 tq. Rercerzo de la
cazuela
Manejo de aoJti flama.
Precalentar a 350 grados Fahrenheit. Otlllzarpirómetro digital para obacar teqparatnra.Retuerzo a cazuela antes de pontear.
Puntear partida 2 (4 logares y 3 pontos c/u). 55» 1.1 3 P 8.1 26.0
11 ••Operador 2«« trazo de disensión aanoal.Localizar 287-2361 (3.64 Kg). refuerzo de la
Malí
Manejo de aoltiflaaa.
Precalentar a 350 grados Pahrenheit el refocrio a
cazoela antes de pontear, utilizar pirómetrodigital para cuacar teaperatora.
Pontear partida 3 (4 lagares y 3 pantos c/ol. 55» 1.1 3 P 8.1 26.0
75
Figura 3. 14 Procedimiento de soldadura final para el componente de estudio, cortesíaCaterpillar México S.A de C.V.
S j SOtOAOUKA SOtO„.y MWA MA»CAO*
(
76
SBC DESCRIPCIÓN 1E DIA POS XAH. TIPO TOA VOLT
33 ••Op |M Manejo de milelflama, prccalei.tar a 350 grado»Fahrenheit. Utilizar pirórwtro digital para ehecartemperatura área del agujero maquinado.
34 •Op 1* Localizar guarda íerk (.07 Ug) Localizar8911THW0Q343 (0.05 Kg) {usar 1 disrp. seg., 1 diap.loe.]. Perno de alineamiento del agujero maquinado.
3S •Op 2* Puntear partida 4(2 lugares y 1 punto c/u) fgf 1.1 "3 t 8.1 26.0
H •Op 2* Remoarer 8Í1ÍTMHÓÓ343 {.OS Kg. U»ar i disp. aeg.ldisp.loe.) Perno de alineamiento del diámetro maquinado.
37 ••Op |aa Soldar partida S (2 lugares y Liapieza final:Remover salpicadura»).
55» 1.1 H 6 r 14.1 30.0J
Figura 3. 15 Procedimiento de soldadura final para colocación de guarda Zerk en elcomponente de estudio, cortesía Caterpillar México S.A de C.V.
G) Pintura del ensamble final. Este proceso se aplica al componente de
estudio como parte del proceso requerido en el ensamble final. El
proceso de pintura en la planta Caterpillar México S.A de C.V en uno
de los más automatizados y eficientes que hasta el momento se ha
tenido en esta planta. El principal objetivo del proceso de pintura es dar
al componente final la apariencia estética adecuada según las
especificaciones requeridas en el dibujo. En general, la marca
Caterpillar es reconocida ya que todos sus productos tienen los colores
característicos del producto (Amarillo y negro), el proceso de pintura
se encarga de seguir manteniendo ese ¡cono, Figura 3. 16.
77
ga-^itt^jjL-
Figura 3. 16 Proceso de pintura de la planta Caterpillar México para el componente deestudio. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V.
1. Recibo de material.
2. Carga en sistema tipo tren del área de pintura.
3. Túnel de lavado. 1) Jabón, 2) Enjuague, 3) aplicación de fosfato, 4) Retirar excesode fosfato. El tiempo de ciclo para cubrir las4 etapas es de 23 minutos.
4. Secado de la pieza, colocación de tapones, proteger áreas sin pintura.
5. Cabina de pintura "Primer". Pintura liquida electrostática. Espesor de pintura queva de 4-5 milésimas.
6. Pintura Final para dar brillo.
7. Horno de curado. La temperatura es de 90°±15°C por un tiempo de 40 min.
8. Túnel de enfriamiento. Este proceso tiene una temperatura de 20°C yel tiempo deciclo es de 23 minutos.
9. Pre-liberación.
10. Descarga de material.
78
11. Liberación. Se valida el ensamble según la especificación Caterpillar 1E2001.
H) Inspección con Líquidos penetrantes. Esta inspección se da después
de haber pasado 48 hrs en que la pieza de estudio (Bearing/Cazuela)
fue soldada al componente final, esto con el fin de poder detectar
alguna fractura retardada que se haya generado durante el proceso de
soldadura del componente. La inspección por líquidos penetrantes es
ampliamente usada en la empresa Caterpillar México, y su
metodología de aplicación es explicada en el siguiente diagrama de
flujo, Figura 3. 17.
I
Figura 3.17 Metodología de aplicación de la prueba por líquidos penetrantes en la empresaCaterpillar México S.A de C.V.
79
1. Preparar el equipo de líquidos penetrantes marca Magnaflux
(Limpiador/Removedor, penetrante, Revelador). Usar guantes y toallas limpiadoras
para remover los excesos.
2. Limpieza del componente el cual se pretende someter a prueba de líquidos
penetrantes. Primero se limpian los excesos de grasa, oxido, polvo, rebabas, etc.
Después, una vez que la superficie quedó libre de impurezas, se aplica el líquido
removedor y se frota la superficie a inspeccionar con las toallas limpiadoras para
asegurar la limpieza total de la superficie. Después de esto, se espera de 3 a 5
minutos a que el removedor se evapore.
3. Aplicación del líquido penetrante directamente sobre la pieza, asegurando cubrir
con una capa uniforme toda la superficie a inspeccionar dejándolo actuar durante
10 o 15 minutos.
4. Se retira el líquido excedente con las toallas limpiadoras, se aplica líquido
removedor sobre la toalla limpiadora para hacer este proceso más eficiente.
Después de esto, se dan de 3 a 5 minutos para que el removedor se evapore.
Nota: No se debe aplicar removedor directamente sobre la pieza a inspeccionar en
este paso.
5. Aplicación del líquido revelador. Este paso es el más importante de todos, se da
aplicando capas "suaves" sobre la superficie de prueba a una distancia
aproximada de 30 cm. Después de esto se da tiempo suficiente para que el
revelador tome la acción reveladora (3 a 5 min).
La inspección de la parte y/o evaluación de la misma deberá de ser dada por
personal acreditado desacuerdo a la MC1000-231. Conforme a la especificación
y/o norma requerida, será dada la disposición del material de aceptación o
rechazo.
Después de haber estudiado en este capítulo el proceso que sigue la pieza de
estudio y unión en el ensamble final, ahora se saben los pasos y variables que
intervienen en el componente para completar su proceso. Cuando el proceso es
completado para el ensamble, y después de haber sometido a la pieza de estudio
a la inspección por líquidos penetrantes, el 10 % de los componentes presentan
el defecto de fisuras. Los porcentajes de distribución de defectos son los descritos
80
en el Capítulo 1.4 de este documento. En los capítulos posteriores analizaremos
la caractehzación hecha a una de las piezas encontradas con defecto de fracturas
en el área maquinada denominada "grasera", la cual forma parte de ese 10% de
producto defectivo en la planta Caterpillar México S.A de C.V.
3.1.2 Metodología de la caracterizaciónPara la metodología de la caracterización realizada en este reporte de proyecto,
se toman como referencia la sección ASM "General Practice in Failure Analysis"
de la referencia (18) de este documento.
3.1.2.1 Etapas del análisis
Los pasos principales que comprenden la investigación y análisis de la falla son:
Colección de los datos y antecedentes, así como selección de la muestra
Examinación preliminar de la parte con la falla (examinación visual y
mantención de los datos)
Pruebas no destructivas
Pruebas mecánicas (incluyendo dureza y/o pruebas de resistencia)
Selección, identificación, preservación y/o limpieza de todos los
especímenes.
Examinación macroscópica y análisis ( superficies de la fractura, grietas
secundarias y otros fenómenos de superficie)
Examinación microscópica y análisis
Selección y preparación de las secciones metalográficas
Examinación y análisis de las secciones metalográficas
Determinación del mecanismo de la fractura
Análisis químico (materia prima, local, productos de corrosión superficial,
depósitos o recubrimientos, análisis de microsonda electrónica)
81
• Análisis del mecanismos de la fractura
• Prueba bajo condiciones de servicio simuladas (pruebas especiales)
• Análisis de toda la evidencia, formulación de las conclusiones y escritura
del reporte (incluyendo recomendaciones) (18)
3.1.3 Caracterización
3.1.3.1 Abstracto
Se encuentra una fractura en el componente de estudio, que para el caso práctico
empezaremos a denominar rodamiento, después de que este fue soldado al
ensamble final en la planta Caterpillar México S.A de C.V. El análisis revelo que
la fractura ocurrió durante el proceso de tratamiento térmico o en términos
generales, que fue una fractura de temple. El agujero maquinado denominado
"grasera" fue carburizado y el acero del rodamiento esta alto en carbono según
su especificación. Estas dos condiciones de no conformidad, incrementan la
posibilidad de una fractura de temple en el Rodamiento. Se recomienda mejorar
el proceso para la protección de la zona-S (zona protegida), particularmente en
el área del agujero maquinado, así como trabajar con el proveedor de forja para
mejorar la entrega de componentes que cumplan con el rango de carbono
especificado. También se recomienda continuar monitoreando componentes
después del proceso de tratamiento térmico ya que algunas geometrías son
susceptibles de presentar fracturas de temple y el eliminar los factores de no
conformidad descritos anteriormente, no siempre podrán evitar la aparición de
fisuras si la geometría no ayuda también.
3.1.3.2 Antecedentes
La Figura 3. 18 muestra la localización del rodamiento en la hoja topadora del
tractor D6. El rodamiento cumple con la especificación Caterpillar 1E2318C la
cual señala un carburizado del área esférica. El resto del componente se necesita
sea protegido del carburizado y fue definido en el dibujo como la zona protegida
(zona-S). El rodamiento fue removido del ensamble final después de una fractura
82
observada cerca del agujero de lubricación ("Grasera"). Se hizo un intento por
desvanecer la fractura puliendo según lo que se muestra en la figura Figura 3.
19. La especificación del dibujo para rodamientos esféricos es la 1E2938. Esta
especificación llama a requerir material conforme a la especificación 1E0951, el
cual es un acero aleado (41B17) y dada la especificación 1E2318C que habla del
tratamiento térmico de carburizado y endurecido (Temple directo de superficie y
núcleo), nosotros podemos resumir esto en la Figura 3. 20.
Figura 3.18 Localización del Rodamiento (componente de estudio) en la hoja topadora deltractor D6. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V.
83
Figura 3.19 Componente de estudio tal como se recibió para la caracterización. Se intentódesvanecer la fisura mediante pulidor. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V.
1E2938(1)1. Descripción
Esta especificación cubre materiales yprocesos para Rodamientos esféricos.
2. Aplicación
* Rodamientos esféricos para Bull Dozers.
3. Especificaciones Calificadas
* 1E0951, Aceros aleados. (41B17J
4. Material
La selección del material es dependientedel tamaño de la parte forjada
g-130mm j 1E0951 ¡
5. Tratamiento Térmico
* Tratamiento térmico de acuerdo a la
1E2318C. Las secciones H y S se especificanen el dibujo.
1E0951(2)Descripción
* Aleaciones de Acero
Aplicación
Componentes estructurales de acero tratado querequieren soldablfidad con una aleación de acerode bajo carbono
Especificaciones Calificadas
1E2700 C, para barras y forjas
Forma
* Forja sem¡terminada
Composición
I a» I aoow
Tamaño de (rano austenitico
ASTM El 12, 5 o mis fino, el grano refinado conAluminio.
Templabílidad
Temperatura de normalizado 92S'C
Temperatura de Austenizacion 925*C
naud*
jomtiv |mm| 1.5 a 25
HRC ¡Man«
Min •»
1E2318C(3)1. Descripción
* Esta especificación cubre un tratamientotérmico de carburizado y tempte directo.
2. Aplicación
• Este tratamiento térmico es aplicable parpiezas carburizadas, las cuales requierendureza en la superficie y un grado de durezaintermedia en el centro.
3. Especificaciones Calificadas
1E2318C; el revenido es opcional y no es partefuncional de la pieza.
4. Operaciones de maquinado
* Todas las operaciones deben de realizarseantes del proceso de carburizado.
Figura 3. 20 Especificaciones 1E las cuales rigen el material del componente de estudio ysu proceso de tratamiento térmico. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V. La publicaciónde esta imagen es únicamente con fines didácticos.
84
3.1.3.3 Discusión
Química: La química de la pieza de estudio se encuentra en la
Tabla 3. i, se observa que el contenido de carbono está por encima de lo
especificado. Esto se confirma por una validación hecha en el espectroscopio
(ASTM E415) y prueba de Leco (Combustión, ASTM E1019). El resultado
promedio de carbono para el primer espectro fue de 0.24, para el segundo fue de
0.25, el resultado por combustión fue de 0.25. Todos los demás elementos
estuvieron dentro de rango. El diámetro ideal esta fuera de rango debido al alto
contenido de carbono.
Tabla 3. 1 Química encontrada en la pieza de estudio, ésta prueba fue hecha en elespectroscopio de emisión óptica (Probado de acuerdo a ASTM E425), todos losresultados en peso.
1E0951
Elemento Actual Mínimo Máximo
C 0.25 0.15 0.21
Mn 1.27 0.95 1.3
S 0.024 0.040
P 0.015 0.035
Si 0.24 0.15 0.35
Ni 0.11 0.30
Cr 0.57 0.40 0.65
Mo 0.12 0.10 0.20
Cu 0.23 0.35
B 0.0011 0.0005 0.0030
Ti 0.035 0.065
Al 0.022 0.08
Dl(mm) 70.36 51.00 61.00
CE 0.64
Resultados de dureza: Los resultados de dureza en la superficie fueron medidos
con un medidor de dureza Rockwell usando la escala C de la ASTM E18, estos
se muestran en las tablas Tabla 3. 2 y
85
Tabla 3. 3. Se midió la capa endurecida con un convertidor de microdureza a
HRC. La tabla Tabla 3. 2 muestra la capa endurecida y la dureza en la superficie,
las cuales cumplen con la especificada en el dibujo. La dureza en la superficie en
la longitud-S (zona protegida), mostró que se cumplió con el mínimo
requerimiento en el dibujo. Pero, el resultado en la
Tabla 3.3 indican que hubo una zona de absorción de carbono en la parte inferior
central de la pieza de estudio. Las muestras sobre la referencia "A" y el lado cerca
de la fractura, indican una muy buena protección y baja dureza. La prueba de
microdureza de la Figura 3. 21 muestra que el área esférica de la pieza de estudio
(Rodamiento) tuvo una capa aceptable y que el diámetro maquinado
("grasera'VRosca Zerk) se carburizo totalmente. En la Figura 3. 22 se muestra
una examinación de microdureza a través del filete de soldadura de la guarda
Zerk. Esta examinación se extiende desde el metal de soldadura y va a través de
la zona afectada por el calor (ZAC) hasta dentro de la pieza de estudio
(Rodamiento). Esto confirma que la microestructura vista en la ZAC cerca de la
soldadura es martensita con algo de bainita.
Tabla 3. 2 Resultados de dureza para el área de la pieza de estudio (Rodamiento
Área de la pieza deestudiofRodamiento
Dureza superficial
Profundidad de capa a
HRC 50
Lspecífieación min
dibujo
Tabla 3. 3 Resultados de dureza para las diferentes áreas en la longitud-S
ss
so
4S
Área de la superficie"S" (área protegida)
Unidades ActualEspecificación min
de dibujoDureza superficial en
la base HRC 56-57 30
Dureza superficial en
un lado*. HRC 38-39 30
Dureza superficial en
referencia A HRC 42-44 30
* Próxima al agujero transversal de lubricación (Zerk's)
Microdureza en la superficie convertida a HRC(Carga de la identación de 500g)
Profundidad de
capa HRC 50 a 1.6
mm de profundidad
86
1
0» 075 125 175 225 275 325 375 425 4 75 S2S 5 75
Profundidad en mm
Figura 3. 21 Microdureza transversal para las áreas carburizadas en la pieza de estudio(Rodamiento), en ambas zonas, en el área esférica y en el agujero de lubricación("Grasera'VRosca zerk).
SO rMicrodureza en la superficie convertida a HRCen le filete desoldadura de la guarda Zerk (Carga de la ¡dentación de 500 g)
87
•
02$ 075 125 17$ 225 275 325 375 4 25 4 75 525 6 75 825 875 7 2$ 7 7$ 825 $7$ 82$ 875
Profundidad en mm
Figura 3. 22 Microdureza transversal en el filete de soldadura de la guarda Zerk
Análisis microestructural y fractografia: La pieza de estudio fue inspeccionada
con partículas magnéticas vía húmeda y la única discontinuidad o fractura
encontrada es la que se muestra en la Figura 3. 23.
88
Figura 3. 23 Fractura en agujero de lubricación ("Grasera") iluminada por MPI (Inspeccióncon partículas magnéticas)
Después de esto la pieza de estudio se manda el proceso de seccionamiento,
inspección por partículas magnéticas y apertura de la fractura usando una prensa
hidráulica, ver Figura 3. 24. La fractura se encontró de aproximadamente 40mm
de largo y 22 mm de profundidad como se muestra en la Figura 3. 25. El modo
de fractura se puede ver en la Figura 3. 26 como intergranular, típico de una
fractura de temple. Varias secciones del rodamiento fueron macro-atacadas para
revelar áreas con capa carburizada. Como ejemplo se muestra una sección
superior del rodamiento entre el agujero de lubricación ("Grasera") y la cara de
referencia "A" como se muestra en la Figura 3. 27. El resultado fue lo que se
aprecia como una capa carburizada uniforme en el área esférica de la pieza de
estudio, no hubo carbono filtrado a través de la "longitud-S" (área protegida, parte
lateral del rodamiento), y una capa carburizada en el agujero de lubricación
("Grasera").
89
*SÍ
Figura 3. 24 Fractura abierta por seccionamiento y una prensa hidráulica, despuésensamblada para ilustrar la locación y profundidad.
Figura 3. 25 Acercamiento de la fractura de temple después de haber sido abierta en ellaboratorio metalúrgico.
90
Figura 3. 26 Análisis por microscopio electrónico de barrido en la superficie de la fracturamostrando un modo de fractura Ínterqranular. Esta foto fue tomada en el primer hilo de larosca Zerk a la izquierda y después del pulido.
Figura 3. 27 Macroataque de la sección superior (por encima del agujero de lubricación("grasera") en la parte inferior de la foto) mostrando una capa carburizada (Oscura) en laparte esférica del rodamiento y en el agujero de lubricación.
91
A continuación presentamos la microestructuras tomadas de algunos puntos de
las piezas. La microestructura mostrada en la Figura 3. 28 confirma la presencia
de carbono hipereutéctico a lo largo de la superficie del agujero de lubricación.
En otras áreas atacadas en la longitud-S no se encontró evidencia de superficies
carburizadas, sólo el agujero de lubricación (Grasera) mostró evidencia de capa
carburizada. La superficie en el centro desde aproximadamente 10 mm debajo
de la superficie se muestra en la Figura 3.29 y ésta es típica de una acero 1E0951
(Figura 3. 20). La microestructura en la zona afectada por el calor (ZAC) del
pequeño filete de soldadura en donde se une el rodamiento con la guarda Zerk
se puede ver en la Figura 3. 30. Se esperaría encontrar martensita en una banda
relativamente delgada debido al pequeño filete de soldadura en un acero con CE
= 0.64 y no necesariamente indicativo de un mal precalentamiento o un impropio
procedimiento de soldadura. Ninguna anormalidad y una microestructura de
primeramente martensita revenida en placa fue encontrada en la capa superficial
de la parte esférica del rodamiento como se muestra en la Figura 3. 31.
500»
Figura 3. 28 Micrografía tomada cerca de la punta de la rosca en el agujero de lubricación,se aprecia martensita revenida con alto carbono (placa). (ASTM E3, nital al 3%).
92
M»*
Figura 3. 29 Microestructura en el centro del rodamiento la cual muestra martensitarevenida con bajo carbono (listón). Esta fotografía fue tomada a aproximadamente 10 mmpor debajo del agujero de lubricación. (ASTM E3, nital al 3%).
SOUl
Figura 3. 30 Microestructura de la zona afectada por el calor en el agujero de lubricacióndel rodamiento en donde fue aplicado el filete de soldadura para unir la guarda Zerk, sepuede observar martensita revenida con bajo carbono (Listón)(ASTM E3, nital al 3%)
93
50Oi
Figura 3. 31 Microestructura de la superficie esférica del rodamiento, se muestramartensita revenida en placa, algunas manchas de reacción del ataque en la superficie.Según la 1E2532 la tasa de la capa de 0-0:0-1, todas las demás 0-0. (ASTM E3, nital al 3%)
3.1.3.4 Resumen de la Discusión
La fractura en el rodamiento fue causada por varios factores que actuaron en
sinergia durante el proceso de tratamiento térmico. El acero tuvo un alto
contenido de carbono (Fuera de especificación) el cual incrementaba el riesgo de
fractura de temple. El agujero de lubricación en su interior fue carburizado,
mientras que el exterior en la superficie alrededor del agujero, no lo fue. Esta
condición habría creado una "muesca" metalúrgica aumentando aún más las
tensiones locales durante el enfriamiento rápido e incrementando de la misma
manera, la posibilidad de formación de una grieta de temple.
3.2 Corrección del problema con metodología propuesta
Una vez que se obtuvo el resultado del análisis de laboratorio, se concluye que
la razón principal por lo cual la pieza de estudio se fractura, es por una pobre
protección en la zona protegida (longitud -S) con la pintura, específicamente
dentro del agujero de lubricación. Es decir, durante el proceso de carburación, la
94
atmosfera carburante logro filtrarse dentro del agujero de lubricación, lo que
ocasiono la inserción de carbono en esta superficie maquinada, lo cual, al
momento del temple, y debido al enfriamiento súbito, la microestructura
martensitica que ahí se generó aumento significativamente las tensiones
superficiales en la zona provocando la fractura de temple. A continuación se
presenta una propuesta de solución la cual se diseña para evitar que durante el
temple del rodamiento, en el momento en que éste es sumergido dentro del
tanque con agua a aproximadamente 40 °C, el enfriamiento súbito se haga
presente en el agujero de lubricación, y con esto evitar un endurecimiento no
deseado, que al final nos ocasionaría continuar con el problema de costo de re
trabajo, desperdicio y pérdidas de embarque debido a las fisuras en el
componente de estudio.
CoitxiKiAn de I* fibra cninm-e» Detpuét d* colocar laen el agujera de la praaera . en «ora aplicar doe capeela lona da! «amarro etfenco da pmejra y dejar aecar
entra opficaciones
Aplicar do* capa* de pinturacomo se muestra en la imagen
Figura 3. 32 Procedimiento para solución de fracturas de temple debido a agujero delubricación carburizado. Cortesía, Caterpillar México S.A de C.V.
1) Una vez completado el proceso de carburación en la pieza de estudio, mover al
horno de temple.
2) Tomar la pieza y colocarla sobre el carro de carga.
3) Tomar un trozo de fibra cerámica y cortar en pequeños trozos.
4) SIN retirar grasera previamente colocada antes del proceso de carburizado en la
parte externa del rodamiento, colocar fibra cerámica en superficie esférica (Parte
interna) del rodamiento, asegurar tapar completamente el agujero para evitar el
flujo de agua durante el temple.
95
5) Después de colocar la fibra, aplicar 2capas de pintura al diámetro de la superficieesférica, dejando secar entre capa y capa durante aproximadamente 10 min.
6) Aplicar también 2 capas de pintura en la parte exterior del rodamiento (graserafísica), dejando secar entre capa y capa durante aproximadamente 10 min.
El anterior procedimiento fue desarrollado basado en el resultado de laboratorio.
Esta solución se dacon la necesidad deevitar que durante el temple, la superficiedel agujero maquinado sufra un enfriamiento súbito debido al contacto directo
con el agua de temple, lo que provocaría un endurecimiento y tensionessuperficiales en la superficie, que al final se traduciría en la posible aparición defracturas de temple.
Se sabe que la fibra cerámica, también llamada fibra cerámica refractaría, es
elaborada a base de sílice y óxido de aluminio fundido en aproximadamente una
mezcla de 50/50, puede llevar otros óxidos (circonio, hierro o magnesio) encantidades pequeñas. Estas fibras presentan una alta resistencia a las
temperaturas lo que las vuelve la mejor opción en los procesos de tratamiento
térmico. Los productos de fibra cerámica se presentan en colchas, tableros,fieltros, fibra a granel, formadas al vacío o formas de vaciados, papel ytextiles.El peso ligero de la fibra y su resistencia al choque térmico, las hacen muyutilizadas en un amplio número de aplicaciones. (19)
Uno de los pasos más importantes en el procedimiento descrito en la Figura 3.32, es la colocación de la fibra cerámica en la entrada del agujero maquinado porla parte esférica del rodamiento, este proceso será la clave para evitar que elagua del temple llegue al interior de la superficie del agujero de lubricación. Aún
yque el agua se llegara a filtrar, la velocidad de entrada de la misma, será muybaja y por lo tanto, la transformación en la zona del agujero de lubricación será
mínima, con esto evitamos que se cree la condición no deseada de tensiones
superficiales debido al endurecimiento en la superficie del agujero de lubricación.
Aunado a esto, la aplicación de pintura protectora sobre la fibra cerámica con dos
capas, y también sobre la "grasera" colocada antes del carburizado, serán de
96
gran ayuda para asegurar que el agua no entre al agujero de lubricación durante
el temple. En la Figura 3. 33 se muestra un diagrama con los pasos que se
añaden en el proceso modificado, el cual se diseñó para evitar la entrada de agua
de temple al agujero de lubricación, de esta manera se evita la fragilización del
área y por ende las fracturas debido al temple.
Pintura de agujero en_ .,,_, parte interna deTapado de orificio con *"i>ai¡lam Am
fibra cerámica.agujero de
lubricación parteesférica.
1) Pintado y colocaciónde grasera en elrodamiento, detallando
el orificio de lubricación
en parte interna yexterna.
2) Enfriamientodespués de proceso
de carburizado de
as piezas.
3) Calentamientode la pieza hasta850 °C y templeen agua.
Figura 3. 33 Proceso modificado de tapado de orificios de agujero de lubricación para evitarla entrada de agua en el temple de la pieza. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V. Paraefectos didácticos solamente.
A continuación se muestran el resultado obtenido después de la modificación del
procedimiento de tapado de agujeros, donde se aprecia que después de tener un
índice de rechazo por fracturas que oscilaba de 1 al 13.5 % en el peor de los
casos, en los últimos 3 meses de este año 2016 y después de haber
implementado el nuevo proceso, este porcentaje se ha mantenido en cero %. En
la Tabla 3. 4 se pueden ver los datos históricos del problema de fracturas
registrados desde el año 2015, en los espacios coloreados de verde se pueden
observar los últimos 3 meses con los resultados antes mencionados.
97
Tabla 3. 4 Porcentaje histórico de fracturas para el componente de estudio, Cortesía deCaterpillar México S.A de C.V.
Hojas Topad oras
Año Mes Aceptado Rechazado
1
Total de piezas
71
% rechazo
2015 Jan-2015 70 1.4%
Feb-2015 96 5 101 5.0%
Mar-2015 116 1 117 0.9%
Apr-2015 96 15 111 13.5%
May-2015 96 8 104 7.7%
Jun-2015 91 91 0.0%
Jul-2015 16 1 17 5.9%
Aug-2015 6 6 0.0%
Sep-2015 21 1 22 4.5%
Oct-2015 5 5 0.0%
Tot 2015 613 32 645 5.0%
2016 Jan-2016 24 1 25 4.0%
Feb-2016 24 2 26 7.7%
Mar-2016 19 19 0.0%
Apr-2016 28 28 0.0%
May-2016 2 I 2 0.0%
Tot 2016 97 3 100 3.0%
Con estos resultados, se puede cerrar este capítulo asegurando que la solución
está trabajando de manera positiva ya que después de 49 piezas, se ha
mantenido el resultado de cero fracturas en el rodamiento después de la
soldadura.
CAPITULO 4. RESULTADOS Y
ANÁLISIS
98
4.1 Resultados
En la Figura 4. 1 se muestra la gráfica del comportamiento del porcentaje de
rechazo de las hojas topadoras del modelo D6 con datos de desempeño del 2015.
Después de que se tenía un porcentaje de rechazo del 10% en años anteriores
(2014 y 2013), durante el año 2015, éste porcentaje decreció a aproximadamente
el 5%, sin embargo, esto no es suficiente ya que como sabemos, las empresas
de clase mundial, como lo es Caterpillar México buscan desempeños de calidad
a la primera de vez (FPY) del 99.98 % de aceptación del producto, lo que significa
un nivel de sigma igual a 5, con esto se reduce significativamente el costo de re
trabajo/desperdicio y de riesgo de embarques tardíos debido a retrasos por no
liberar y embarcar el producto final a tiempo.
También se pude observar que gracias a la mejora implementada en el proceso
de tratamiento térmico, en el mes de Marzo del 2016 se empieza una tendencia
positiva logrando cero defectos en las piezas procesadas e inspeccionadas con
partículas magnéticas (nivel componente) y líquidos penetrantes (nivel
ensamble), en Mayo del 2016 se lograría el tercer mes consecutivo sin la
problemática y en el siguiente capítulo revisaremos las cifras que arrojan los
análisis de costos.
99
Porcentajede rechazoen Hojas Topadoras Modelo D6
fjrjrjrf. fJ> f # ^<^t, & # # # 4? 4> ¿
|A(H'IAK i KM HA/O -% rechuo
Figura 4. 1 Desempeño de porcentaje de rechazo del periodo 2015 a Mayo del 2016 Laflecha verde representa el mes de la implementación de la mejora en el proceso, logrando3 meses consecutivos con cero defectos de fracturas.
4.2 Análisis de Resultados
Según las gráficas anteriores se puede observar una tremenda mejora en eldesempeño de las piezas aceptadas sin fractura, esto debido a que al mejorar elsistema de tapado de la zona protegida yevitar un temple directo en la zona delagujero de lubricación, evitamos el choque térmico y la formación de esfuerzosresiduales.
Gracias ala mejora realizada en el proceso de tratamiento térmico, el desempeñode los ensambles rechazados por fracturas se redujo de un 5% en el 2015 a un0% en los últimos 3 meses de lo que va de este 2016, lo que representa unbeneficio en costo de re-trabajo y/o desperdicio si tomamos en cuenta lossiguientes datos históricos, en donde se muestra que por cada puntoporcentual de producto con el defecto de fracturas, el costo por material ymanode obra es de $985 USD, sí multiplicamos esta cantidad por 5%de defecto quese tenía en promedio por mes en el año 2015, el ahorro se estima en $ 4,925
100
USD mensuales, lo que nos indica que en los últimos 3 meses se ha ahorrado la
cantidad de $ 14,775 USD por el problema de fracturas.
Tabla 4.1 Calculo del costo de un uno por ciento de rechazo según datos históricos yregistros del componente. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V
Costo de desperdicio de rodamiento por fracturasAño Mes Aceptado Rechazado Total % rechazo
Jan-2015 $ 8,564 $ 8,564 0.0%
Feb-2015 $ 11,622 $ 11,622 o.O".;
Mar-2015 $ 15,904 $ 1,835 $ 17,739 10.3o!
Apr-2015 $ 7,952 $ 8,564 $ 16,516 51.911
2015 May-2015$ 14,681 $ 4,282 S 18,963 22.6%
2015 Jun-2015$ 12,234 $ 12,234 0.09*
Jul-2015 $ 2,447 $ 2,447 0.0*
Aug-2015 $ 2,447 $ 2,447 0.091
Sep-2015 $ 1,223 $ 1,223 S 2,447 50.0*
Oct-2015 $ 3,059 $ 2,447 $ 5,505 44.4*
Total del 2015 $ 80,133 $ 18,351 < 98,484 18.6*
Porcentaje de rechazopor regla de 3 simple
$ 985 1.0*
101
CAPÍTULO 5.
CONCLUSIONES
Se concluye que este componente de estudio contiene al menos 3 variables
durante su procesamiento, las cuales contribuyen de alguna manera a que sepuedan originar diferentes tipos de defectos:
El propio proceso de tratamiento térmico y las prácticas de mismo, es
loque más se debe de cuidar en este caso, ya que durante el desarrollo
de este trabajo, fue el factor determinante en la problemática de las
fisuras en el componente. Así mismo los ingenieros de procesos de la
planta Caterpillar México deben tener muy presente los factores que
contribuyen a la formación de fracturas debido a las variables en dicho
proceso.
- La química del material fuera de especificación también es un factor
determinante en la problemática encontrada durante el desarrollo de
este reporte de proyecto. Debido a este factor, el DI del material se
salió de especificación, dando lugar a una mayor la formación de
martensita en zonas donde no se necesita esta microestructura, por
ejemplo, la base del rodamiento donde se aplica soldadura.
- Se puede observar un diseño complejo de la pieza de estudio, en
donde de hecho, la fractura se iniciaen el primer hilo de la rosca interna
del agujero de lubricación, esto es debido a que son esos bordes en
102
forma de esquina o punta los principales concentradores de esfuerzos,
esto al momento del temple (choque térmico), y debido a los cambios
de volumen por la expansión y contracción del acero durante la
transformación en martensita, facilita laformación de una posible grieta
de temple, como sucedió en este el caso.
Una vez que se tuvo la revisión bibliográfica completa, se pudo proceder a la
caracterización de una pieza con fisura, lo que ayudo de manera significativa al
correcto entendimiento de las variables de control que deben de tenerse durante
el proceso del tratamiento térmico, así mismo, a la correcta modificación de la
instrucción de trabajo para el proceso de temple.
Se revisó el procedimiento de soldadura del componente, en el cual no se
encontró algún hallazgo mayor que pudiera contribuir a la aparición de fisuras,
por lo que no se procedió a realizar ninguna modificación, sólo se recomendó
tener un mejor registro de las temperaturas de precalentamiento antes de la
aplicación de soldadura al componente.
RECOMENDACIONES
Se recomienda para un futuro, y después de haber analizado la caracterización
de la pieza de estudio, trabajar en un mejordiseño para el agujero de lubricación,
el cual considere los factores críticos del tratamiento térmico y la necesidad de
proteger la zona de un carburizado no deseado en el agujero de lubricación. Así
mismo, se recomienda la implementación de monitoreo estadístico con el
proveedor de forja para mantener un control de los porcentajes de carbono y de
los elementos complementarios de la aleación en las piezas. La implementación
de control estadístico del proceso con el proveedor pudiera ser una solución
factible.
103
Bibliografía
1. Aleados), utp.edu(Aceros. http://www.utp.edu.co/~publiol7/ac_aleados.htm.
http://www.utp.edu.co/~publiol7/ac_aleados.htm. [En línea]
2. ÁLVAREZ, MARIO ALBERTO SOLÍS. DETERMINACIÓN DE LOS ESFUERZOS RESIDUALES
MEDIANTE LA CONSTANTE ACÚSTICO-ELÁSTICA EN ACEROS CEMENTADOS 4320 YSOLDADOS
POR EL PROCESO GMAW. 2014.
3. Blau, P.J. ASM Handbook, Volume 18: Friction, Lubrication, and Wear Technology. ASM
Handbook, Volume 18: Friction, Lubrication, and Wear Technology. 1992.
4. Mallick, P. K. Materials, Design and Manufacturingfor Lightweight Vehicles - 2.2.4 Cold
Rolled Martensitic and Heat Treated Boron Steels. s.l. : Woodhead, 2010.
5. Crowson, Richard. Handbook of Manufacturing Engineering, 4 Volume Set (2nd Edition) -
2.2.1.1 Definitions of Carbón and Alloy Steels. Taylor & Francis. (2006).
6. Dossett, Jon L Totten, George E. ASM Handbook, Volume 04A - Steel heat Treating
Fundamentáis and Processes - 2.4 Ideal Critical Diameter. ASM International. 2013.
7. Haimbaugh, Richard E.. Practical Induction Heat Treating (2nd Edition) - 5.10 Grain Size. ASM
International. (2015).
8. Ferrero, Lisandro. https://cienciamateriales.files.wordpress.com/2012/08/endurecimiento-
superficial.pdf. [En línea] [Citado el: 17 de Febrero de 2015.]
9. Askeland, Donald R. Ciencia e Ingeniería de los Materiales, Tercera edición, s.l.: International
Thomson Editores. 0-534-93423-4.
10. C.A. Stickels, Ford Motor Company, Manufacturing Development Center. ASM
International Handbook Committee. (1991). ASM Handbook, Volume 04 - Heat Treating. 1991.
DOI: 10.1361/asmhba0001163.
11. Dossett, Jon L. Boyer, Howard E. Practical Heat Treating (2nd Edition) - 8.2 Carburizing
Processes. ASM International. 2006.
12. Campbell, F.C. Fatigue and Fracture - Understanding the Basics. s.l. : ASM International,
2012. 978-1-61503-976-0.
13. Jeffus, Larry. Soldadura, Principios y aplicaciones. España : Ediciones Paraninfo S.A, 2009.
978-1-40181-0467.
14. American Welding Society Fifth Edition 2008. 2008.
15. Richard Rowe, Larry Jeffus. Manual de soldadura GMAW(MIG-MAG). Madrid : Paraninfo,
2008. 978-0-8273-7608-3.
104
16. Kou, Sindo. Welding Metalurgy Second Edition. WeldingMetalurgySecond Edition. s.l. : "A
Wiley-lnterscience publication.", 2002.
17. Samal, Presan K. Newkirk, Joseph W.. ASMHandbook, Volume 07-Powder Metallurgy 38.1
Machining Process. s.l. : ASM International, 2015.
18. Committee, ASM Handbook. Metals Handbook Ninth Edition Volume 11- Failure Analysis
andprevention. USA : Robert L Stedfeld, 1978. 204-7586.
19. (2014), U.S Department of health and Human Services. 13 th Report on Carcinogens -
Ceramic Fibers (Respirable Size). 2014.
20. Robert L. Mott, P.E. Diseño de Elementos de Máquinas. México : Pearson Education, 2006.
970-26-0812-0.
21. ASM Handbook, Volume 4C, Induction Heating and Heat Treatment. V. Rudnev and GE.
Totten. Defects and Abnormal Characteristics of Induction Hardened Components.
22. Rudven, Valery Totten, George E.ASM Handbook, Volumen 04C- Induction Heating and
Heat Treatment. 2014.
23. Krasuss, George. ASM Handbook, Volume 19: Fatigue and Fracture. 1996. DOI:
10.1361/asmhba0002400.
24. Ash, Michael Ash, Irene. Handbook ofplastics and Rubber Additives, Volumes 1-2 (2nd
Edition). 2013.
105
índice de tablas
Tabla 2. 1 Composición química {% e. p.) de aceros para rodamientos. (2) 10
Tabla 2. 2 Composición Nominal de aceros para rodamiento carburizados. (3) 10
Tabla 2. 3 Relación del contenido de aleación en el acero y los dos primeros dígitos de su
nombre para el acero en el caso de estudio de este documento. (5) 11
Tabla 2. 4 Resumen de esfuerzos residuales de tensión y compresión en la superficie de partes
creados por procesos comunes de manufactura (12) 41
Tabla 3. 1 Química encontrada en la pieza de estudio, ésta prueba fue hecha en el
espectroscopio de emisión óptica (Probado de acuerdo a ASTM E425), todos los resultados en
peso 84
Tabla 3. 2 Resultados de dureza para el área de la pieza de estudio (Rodamiento) 85
Tabla 3. 3 Resultados de dureza para las diferentes áreas en la longitud-S 85
Tabla 3. 4 Porcentaje histórico de fracturas para el componente de estudio, Cortesía de
Caterpillar México S.A de C.V 97
Tabla 4. 1 Calculo del costo de un uno por ciento de rechazo según datos históricos y registros
del componente. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V 100
106
índice de figuras
Figura 2.1 Templabílidad expresada como diámetro crítico ideal en función del tamaño de
grano austenitico y del contenido de carbono en aleaciones Fe-C. (6) 14
Figura 2. 2 Factores multiplicadores en función de la concentración de varios elementos
aleantes de los aceros. (6) 15
Figura 2. 3 Tamaño de grano N? 8. En la parte superior, la red hexagonal idealizada para la
media de tamaño de grano N9 8, la escala ASTM, 128 granos / pulg2. Inferior, norma ASTM
tamaño de grano N? 8, de 96 a 192 granos / pulg2. 50x. (7) 16
Figura 2. 4 Tamaño de grano No. 3. Izquierda, red hexagonal idealizada para la media tamaño
de grano NQ 3, la escala ASTM, 4 granos / pulg2. Derecho, norma ASTM tamaño de grano No. 3,
de 3 a 6 granos/ pulg2. 50x. (7) 17
Figura 2. 5 Probeta Jominy para ensayo de templabílidad. (6) 17
Figura 2. 6 Prueba de templabílidad Jominy fin-templado. Izquierda: probeta de prueba
estándar final-templado. Derecha: Gráfico de dureza y tasa de enfriamiento en función de la
distancia desde el extremo del temple. (6) 18
Figura 2. 7 Resultados de ensayos Jominy para cuatro aceros de distinto grado de aleación,
todos con porcentaje de carbono de 0.50%. (6) 19
Figura 2. 8 Método para presentar los datos del ensayo Jominy. Los datos presentados
representan muestras obtenidas de acero AISI 8650. Observar la relación entre la velocidad de
enfriamiento (arriba) y la distancia al extremo templado 20
Figura 2. 9 Difusión de átomos de cobre en níquel. Finalmente los átomos de cobre quedarán
disueltos aleatoriamente en todo el níquel. (9) 23
Figura 2.10 Mecanismos de difusión en materiales: (a) Difusión de átomos por vacancia o por
átomos sustitucionales y (b) difusión intersticial. (9) 24
Figura 2.11 Se requiere de una energía alta para hacer pasar los átomos entre otros durante la
difusión. Esta energía es la energía de activación Q. En general, se requiere de más energía en
el caso de un átomo sustitucional que en un átomo intersticial. (9) 24
Figura 2.12 El flujo durante la difusión queda definido como el número de átomos que pasa a
través de un plano unitario por unidad de tiempo. (9) 25
Figura 2.13 Difusión de átomos en la superficie de un material, ilustrando el uso de la segunda
ley de Fick. (9) 27
Figura 2.14 Patrón de profundidad de capa total contra el tiempo de carburación a cuatro
temperaturas seleccionadas. La gráfica ésta basada en los datos de la tabla. (10) 32
Figura 2.15 Efecto de la reducción del tiempo del proceso de carburizado aumentando la
temperatura para el acero 8620. Profundidad de capa de 1.5 mm (0.060 in). (10) 33
Figura 2.16 Sobrecalentamiento severo de acero 1038 mostrando la fase inicial del quemado.
Esboza los límites de grano de Ferrita (blanca) y los anteriores granos gruesos de austenita. La
matriz consiste en ferrita (blanca) perlita (negra) (12) 37
Figura 2.17 Efecto del esfuerzo residual en la superficie sobre el límite de resistencia de un
acero seleccionado. Todas las muestras fueron templadas en agua excepto las que se muestran
que no fueron así, y todas las dimensiones de los especímenes son dadas en pulgadas. (12)... 39
107
Figura 2.18 Desarrollo de esfuerzos residuales y térmicos en la dirección longitudinal en una
barra de acero de 100 mm (4 in) de diámetro templada en agua desde la temperatura de
austenizacion (850°C, o 1560 °F). Los esfuerzos de transformación no son considerados. (12). 44
Figura 2.19 Ilustración esquemática de la distribución de esfuerzos residuales sobre el
diámetro de una barra templada en las direcciones longitudinal, tangencial y radial debido a: 46
Figura 2. 20 Ejemplo de fracturas de temple, (a) Ilustración de Micrografía de acero AISI 4340
templada y revenida con fractura de temple pura, (b) Micrografía de acero 4142 como
templado y revenido. La microestructura es martensita revenida con fractura de temple en el
radio del filete. Magnificación original: lOOx 3% de nital. (12) 48
Figura 2. 21 Ilustración de soldadura por arco metálico bajo gas protector (GMAW) (15) 54
Figura 2. 22 Equipo de soldadura por arco metálico con gas protector (15) 56
Figura 2. 23 Transferencia de metal durante GMAW en acero con Ar-2% protección de 02: (a)
Transferencia globular en 180 Ay 29 V mostrado en cada 3X10"3s; (b) Transferencia en espray a
320 A y 29 V mostrado cada 2.5X10"s. Reimpresa por Jones et al (11). Cortesía de AWS. (16). 57
Figura 3.1 Metodología utilizada para el análisis y resolución de problema de estudio 59
Figura 3. 2 Diagrama de flujo del proceso para el componente de estudio. Cortesía Caterpillar
México S.A de C.V 60
Figura 3. 3 Diagrama esquemático del proceso de maquinado (Mecanizado) (17) 62
Figura 3. 4 Mapeo de micro dureza en una hojuela de un maquinado ilustra una alta dureza a lo
largo de la superficie de la hojuela. El alto calor proveniente del trabajo aplicado y la fricción
localmente pueden endurecer la hojuela y la pieza de trabajo. (17) 63
Figura 3. 5 Proceso de maquinado de pieza de estudio en la planta Caterpillar México, Cortesía,
Caterpillar México S.A de C.V 64
Figura 3. 6 Hoja de instrucción para maquinado de componente de estudio en sus caras
maquinadas y agujero denominado "grasera", este documento es propiedad intelectual de la
empresa Caterpillar México S.A de C.V mostrado solo con fines didácticos, cualquier copia no
autorizada de este documento conlleva a una demanda legal ante las autoridades pertinentes.
65
Figura 3. 7 Hoja de instrucción para maquinado de componente de estudio en sus barrenos
taladrados perpendiculares a las caras maquinadas, este documento es propiedad intelectual
de la empresa Caterpillar México S.A de C.V mostrado solo con fines didácticos, cualquier copia
no autorizada de este documento conlleva a una demanda legal ante las autoridades
pertinentes 66
Figura 3. 8 Proceso de tratamiento térmico en la planta Caterpillar México para el componente
de estudio. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V 67
Figura 3. 9 Inspección por partículas magnéticas para el componente de estudio en la planta
Caterpillar México S.A de C.V. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V 69
Figura 3.10 Diagrama de flujo que representa el proceso de soldadura por GMAW del
componente de estudio en la empresa Caterpillar México S.A de C.V, Cortesía Caterpillar
México S.A de C.V 70
108
Figura 3. 11 Instrucciones especiales de variables de soldadura para la unión de la pieza de
estudio (Rodamiento) al ensamble final 72
Figura 3.12 Procedimiento de colocación y punteo para el componente de estudio, cortesía de
Caterpillar México S.A de C.V 73
Figura 3.13 Procedimiento de punteo de refuerzos unidos al componente de estudio, cortesía
de Caterpillar México S.A de C.V 74
Figura 3. 14 Procedimiento de soldadura final para el componente de estudio, cortesía
Caterpillar México S.A de C.V 75
Figura 3. 15 Procedimiento de soldadura final para colocación de guarda Zerk en el
componente de estudio, cortesía Caterpillar México S.A de C.V 76
Figura 3.16 Proceso de pintura de la planta Caterpillar México para el componente de estudio.
Cortesía Caterpillar México S.A de C.V 77
Figura 3.17 Metodología de aplicación de la prueba por líquidos penetrantes en la empresa
Caterpillar México S.A de C.V 78
Figura 3. 18 Localización del Rodamiento (componente de estudio) en la hoja topadora del
tractor D6. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V 82
Figura 3.19 Componente de estudio tal como se recibió para la caracterización. Se intentó
desvanecer la fisura mediante pulidor. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V 83
Figura 3. 20 Especificaciones 1E las cuales rigen el material del componente de estudio y su
proceso de tratamiento térmico. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V. La publicación de esta
imagen es únicamente con fines didácticos 83
Figura 3. 21 Microdureza transversal para las áreas carburizadas en la pieza de estudio
(Rodamiento), en ambas zonas, en el área esférica y en el agujero de lubricación
("Grasera'VRosca zerk) 86
Figura 3. 22 Microdureza transversal en el filete de soldadura de la guarda Zerk 87
Figura 3. 23 Fractura en agujero de lubricación ("Grasera") iluminada por MPI (Inspección con
partículas magnéticas) 88
Figura 3. 24 Fractura abierta por seccionamiento y una prensa hidráulica, después ensamblada
para ilustrar la locación y profundidad 89
Figura 3. 25 Acercamiento de la fractura de temple después de haber sido abierta en el
laboratorio metalúrgico 89
Figura 3. 26 Análisis por microscopio electrónico de barrido en la superficie de la fractura
mostrando un modo de fractura ¡ntergranular. Esta foto fue tomada en el primer hilo de la
rosca Zerk a la izquierda y después del pulido 90
Figura 3. 27 Macroataque de la sección superior (por encima del agujero de lubricación
("grasera") en la parte inferior de la foto) mostrando una capa carburizada (Oscura) en la parte
esférica del rodamiento y en el agujero de lubricación 90
Figura 3. 28 Micrografía tomada cerca de la punta de la rosca en el agujero de lubricación, se
aprecia martensita revenida con alto carbono (placa). (ASTM E3, nital al 3%) 91
Figura 3. 29 Microestructura en el centro del rodamiento la cual muestra martensita revenida
con bajo carbono (listón). Esta fotografía fue tomada a aproximadamente 10 mm por debajo
del agujero de lubricación. (ASTM E3, nital al 3%) 92
4L
109
Figura 3. 30 Microestructura de la zona afectada por el calor en el agujero de lubricación del
rodamiento en donde fue aplicado el filete de soldadura para unir la guarda Zerk, se puede
observar martensita revenida con bajo carbono (Listón)(ASTM E3, nital al 3%) 92
Figura 3. 31 Microestructura de la superficie esférica del rodamiento, se muestra martensita
revenida en placa, algunas manchas de reacción del ataque en la superficie. Según la 1E2532 la
tasa de la capa de 0-0:0-1, todas las demás 0-0. (ASTM E3, nital al 3%) 93
Figura 3. 32 Procedimiento para solución de fracturas de temple debido a agujero de
lubricación carburizado. Cortesía, Caterpillar México S.A de C.V 94
Figura 3. 33 Proceso modificado de tapado de orificios de agujero de lubricación para evitar la
entrada de agua en el temple de la pieza. Cortesía Caterpillar México S.A de C.V. Para efectos
didácticos solamente 96
Figura 4.1 Desempeño de porcentaje de rechazo del periodo 2015 a Mayo del 2016. La flecha
verde representa el mes de la implementación de la mejora en el proceso, logrando 3 meses
consecutivos con cero defectos de fracturas 99
110
RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO
Nombre
Grado a obtener
Título de Proyecto
Títulos obtenidos
Experiencia profesional
Juan Ernesto Herrera Limones
Especialista en Tecnología de la Soldadura Industrial
"ANÁLISIS DELAS CAUSAS QUE PRODUCEN FISURASDEBIDO A ESFUERZOS INTERNOS ENACERO 41B17,
CARBURIZADO YUNIDO MEDIANTE EL PROCESOGMAW".
Ingeniero MecánicoInstituto Tecnológico de la LagunaTorreón, CoahuilaAgosto 2000 - Diciembre 2005
Group Manager 2 en laempresa Caterpillar México deMayo del 2016 a la fecha.Group Manager 1 en la empresa Caterpillar México deMayo del 2015 a Mayo del 2016.Quality Supervisor 4 en la empresa Caterpillar México del01 de Enero del 2014 al 01 de Mayo del 2015.Black Belt Full time en la empresa CaterpillarMéxico del 15de Febrero del 2012 al 01 de Enero del 2014.Section Manager 4 en la empresa Caterpillar Torreón del 01de Enero del 2011 al 15 de Febrero del 2012.Section Manager 2 en la empresa Caterpillar Torreón del01 de Marzo del 2009 al 01 de Enero del 2011Section Manager 1 en la empresa Caterpillar Torreón del01 de Enero del 2008 al 01 de Marzo del 2009.Suppliers Development Analyst en la empresa CaterpillarTorreón del 01 de Julio del 2006 al 01 de Enero del 2008.Development Engineer en la empresa Caterpillar Torreóndel 15 de Abril del 2005 al 01 de Julio del 2006.
Prácticas profesionales en la empresa Kirby Mex en TorreónCoahuila del 01 de Agosto del 2004 al 15 de Enerodel 2005
Lugar y fecha de nacimiento Torreón, Coahuila; 03 de Diciembre de 1982