DESEMPEÑO TRIBOLÓGICO DE LA AUSTENITA EXPANDIDA (FASE S) OBTENIDA MEDIANTE NITRURACIÓN POR PLASMA DE UN ACERO INOXIDABLE 304

L. AGUDO ^A, C. SÁNCHEZ^A, L. NACHEZ ^B, J. N. FEUGEAS ^B Y M. H. STAIA^A

^A Escuela de Ingeniería Metalúrgica y Ciencia de los Materiales, Universidad Central de Venezuela, Apartado 49141, Caracas 1042-A, Venezuela.

^B IFIR (CONICET-UNR), 27 de febrero 210 bis, 2000 Rosario, Argentina

RESUMEN.

Muestras de acero inoxidable 304 se nitruraron durante 30 min y 40 min, respectivamente, a una temperatura de 400° C en una cámara empleando el método de descarga incandescente. Se utilizó una fuente de corriente directa pulsada, a 400V y 100Hz, y un ambiente gaseoso con una relación de N₂/H₂ de 1:4. Cuando el periodo de nitruración fue de 30 minutos, se obtuvo sólo una fase de austenita expandida (fase-S) en la superficie modificada. Para un tiempo de nitruración de 40 minutos se observó, además de la austenita expandida, la presencia de los compuestos de Fe₄N y CrN incipientes en la zona más externa de la superficie. Se examinó la profundidad de nitruración empleando técnicas de microscopía electrónica de barrido (MEB). Tanto los ensayos para determinar la microdureza de las superficies nitruradas, así como los estudios realizados por MEB revelaron la presencia de una misma profundidad de nitruración (~24 µm) que resultó ser la misma para los dos tiempos de nitruración. Se determinó que la dureza de la fase-S, alrededor de 1500 HK_0,025, es 5 veces mayor a la del acero sin nitrurar. Se midió el comportamiento ante el desgaste y las características de fricción de las superficies obtenidas mediante el ensayo de desgaste deslizante bajo la configuración bola-sobre-disco a temperatura ambiente y sin lubricación, usando bolas de alúmina de 6 mm de diámetro. Se empleó una velocidad de 0,1m.s^-1, una carga de 5N y una distancia de deslizamiento de 1 km. Se encontró un coeficiente de fricción promedio de 0.7 para los pares tribológicos acero nitrurado/bola de alumina, identificándose un mecanismo de desgaste abrasivo en todos los casos. La determinación de los volúmenes de desgaste indica una mejora de casi 4600% en la resistencia al desgaste del material nitrurado comparado con el acero sin nitrurar. Los resultados se han explicado tomando en consideración los cambios microestructurales que tiene lugar durante el proceso de nitruración iónica.

Palabras clave: nitruración iónica por descarga luminiscente; austenita expandida; desgaste; capa blanca; fase S

TRIBOLOGICAL BEHAVIOR OF EXPANDED AUSTENITE OBTAINED BY PLASMA NITRIDING OF AISI 304 STAINLESS STEEL

ABSTRACT.

Samples of AISI 304 stainless steel were nitrided during 30 and 40 minutes at a temperature of 400º C in a chamber, employing the incandescent discharge method. A pulsed DC source was employed, with 400 V and 100Hz, and a gaseous environment with a 1:4 N₂-H₂ ratio. For the plasma nitriding time of 30 min, a single phase of expanded austenite (S-phase) was obtained in the modified surface. For 40 min of exposure time, the presence of incipient Fe₄N and CrN compounds in the more external zone of the surface was also observed. Using Scanning Electron Microscopy (SEM), the depth of the nitrided zone was examined. Both the microhardness tests on the nitrided surface and the SEM studies showed the same nitriding depth, ~24 µm, also the same for the two nitriding times. It was determined that the hardness for the S-phase, around 1500 HK_0,025, is five times greater that the one for the steel without nitriding. Both the wear behavior and the friction features of the modified surfaces were studied by sliding wear tests under pin-on-disk configuration, at room temperature without lubrication, using AISI 52100 steel and alumina balls, respectively, as static counterparts. The balls used are of 6 mm in diameter. As additional parameters for the test, velocity of 0,1m.s^-1, load of 5N and sliding distance of 1000 m were chosen. Using the AISI 52100 steel, the wear behavior mainly presents a combination of abrasion, adhesion and oxidation mechanisms, achieving a friction coefficient (µ) of 0.55 for all the tribological pairs. With alumina balls, only an abrasive wear mechanism for all the pairs was observed, and the respective friction coefficient was slightly greater than the first case, and equal to 0.6. For all the sliding wear tests, it is shown that the nitriding process improves the wear resistance of the stainless steel, because there is no significant difference between the loss in volume for each nitriding time.

Key words: ion-nitriding by incandescent discharge; expanded austenite; wear; pin-on-disk wear test; chromium nitride.

Recibido: Septiembre 2004   Recibido en forma final revisado: Abril de 2005

1. INTRODUCCIÓN.

Los aceros inoxidables austeníticos son ampliamente utilizados en aplicaciones con altos requerimientos de resistencia a la corrosión (recipientes y tuberías en industria alimenticia, láctea, textil y marina; implantes quirúrgicos), pero presentan bajas propiededes tribológicas, limitando su uso en aplicaciones que involucren contactos deslizantes y trabajen bajo cargas de trabajo relativamente altas.

En los últimos años, se han incrementado el numero de procesos de modificación superficial por plasma (PI³, RF, descarga incandescente) empleados para mejorar la resistencia al desgaste de aceros como el 316 y el 304 [E. Menthe et al, 1995; E. Menthe y K.-T. Rie, 1999; X.B. Tian et al., 2000; W.L Grube y S. Verhoff, 1989]. Estos procesos han permitido la formación de nitruros de cromo (CrN) y de hierro (Fe₄N) y/o de la "austenita expandida" o Fase S, esta ultima la cual se genera a partir de una sobresaturación por difusión del nitrógeno a los intersticios de la austenita, cuya estructura es tetragonal (tipo martensítica) con una anisotropía direccional que genera fuertes distorsiones en la red [ K. Ichii et al., 1986; K. Marchev et al., 1999].

Se ha indicado que la razón por la cual la fase-S presenta una considerable mejora en las propiedades tribológicas se debe a la energía asociada a la distorsión reticular de la austenita y la consecuente aparición de grandes densidades de dislocaciones, sin causar una variación en la orientación original de los granos, haciéndola coherente con la matriz austenítica del material [D.R.G. Mitchell et al., 2003].

Por otro lado, la resistencia a la corrosión puede mantenerse si el proceso de nitruración se lleva a cabo a temperaturas entre 300-430°C capaces de generar la fase-S por difusión de nitrógeno sin activar la formación de CrN por difusión del Cr ( empobreciendo la capacidad de generar el óxido de cromo) y controlando los tiempos de nitruración para evitar que se de la descomposición de la fase-S en CrN y fases nitruradas y/o ferríticas (g’-Fe₄N, a-Fe) [X.B. Tian et al., 2000; D.R.G. Mitchell et al., 2003; J. Feugeas et al., 2002].

En investigaciones previas [J. Feugeas et al., 2002; G. Kellermann et al., 2001; J. Feugeas et al., 1999], se han llevado a cabo experimentos con condiciones de nitruración iónica capaces de generar la aparición de una única nueva fase- la fase-S- a profundidades superiores a los 10 µm en menos de 20 minutes, alcanzándose la máxima cantidad para 30 minutos y la posterior descomposición en g’-Fe₄N y CrN.

En la presente publicación se reportan los resultados sobre el comportamiento tribológico de las muestras acero AISI 304 nitruradas con plasma por descarga incandescente.

1. Condiciones experimentales:

1.1. Condiciones de nitruración:

Las muestras de un acero inoxidable AISI 304 (18%Cr, 8%Ni, 0,08%C, 2%Mn, 1%Si, 0,045%P, 0,03%S) fueron cortadas y rectificadas en forma de discos de 23 mm de diámetro y 1,5 mm de espesor y, posteriormente pulidas metalográficamente (#600). Se utilizó una fuente de corriente directa pulsada, a 400V y 100Hz, y un ambiente gaseoso con una relación de N₂ a H₂ igual a 1:4. Se emplearon 2 tiempos de nitruración: 30 y 40 minutos, respectivamente, durante los cuales la temperatura se mantuvo constante a 405o C ± 5%. La nitruración se llevó a cabo en el Instituto de Física del Rosario, Argentina, y las condiciones de nitruración han sido descritas en detalle en publicaciones previas [J. Feugeas et al.,2002, J. Feugeas et al., 1999]. La medición de la dureza se realizó empleando un microdurometro con un indentador Knoop, aplicando una carga de 25 gf durante 15 segundos, sobre la sección transversal de la muestra, a lo largo del espesor de la capa nitrurada. Se reportó el promedio de 10 indentaciones.

Los ensayos de desgaste deslizante, sin lubricación, se llevaron a cabo en un tribometro, bajo la configuración bola-sobre-disco, a temperatura ambiente, en aire y con una humedad relativa de 60% ± 5%. Se utilizó una carga de 5 N y una distancia recorrida de 1 km para todos los ensayos. Fueron escogidas, como contrapartes estáticas, bolas de alúmina y un radio de la circunferencia marcada en el recorrido (traveling circle) de 7.5 mm. Se ensayaron tanto las muestras nitruradas con los dos tiempos de nitruración (30 y 40 min) así como las muestras del acero AISI 304 sin nitrurar. El esquema y los parámetros del ensayo de desgaste se presentan en la Figura 1.

La inspección y los análisis de las huellas de desgaste fueron realizados con la ayuda de un perfilómetro óptico (Zygo New View 200). La profundidad de nitruración se determinó empleando la técnica de Microscopía Electrónica de Barrido. El grado de desgaste en las bolas de acero fue observado mediante un sistema de análisisde imágenes acoplado a un microscopio óptico. Para losensayos que se llevaron a cabo empleando como contraparte estática las bolas de alúmina, el volumen de desgaste se calculó multiplicando el área de la sección transversal de la huella dejada en los discos por el perímetro del círculo descrito sobre el (7.5 mm), mientras que para los ensayos usando contrapartes de acero AISI 52100, el volumen de desgaste fue calculado en función del cambio de las dimensiones de las bolas aplicando la ecuación de Archard.

2. Resultados y discusión.

2.1. Dureza.

La profundidad de la zona de difusión, después de 40 minutos de nitruración, se puede observar en la Figura 2. A los 30 minutos de tratamiento, se evidencia una profundidad de 25 ± 1 µm, mientras que para 40 minutos de procesamiento, se alcanza un valor promedio de 23 ± 1 (µm). Este resultado indica que no hubo cambio de espesor de la zona nitrurada, como consecuencia del aumento en la duración del proceso de nitruración. Este hecho se debe posiblemente a que, después de los 30 min de nitruración, sólo se generaría la transformación de la austenita expandida a CrN y Fe₄N,. Se encontró que el proceso se mantiene por más de 2 h 10 min [8] y durante este tiempo se podrá generar la formación de a-Fe a partir del g’-Fe₄N, mas no incrementará el espesor de la zona nitrurada[2,7].

La Figura 3 presenta los perfiles de dureza obtenidos en función de la distancia medida desde la superficie para los 2 tiempos de nitruración. Éstos perfiles muestran claramente la existencia de una fase que presenta una dureza promedia de 1500 HK_0.025 en ambas muestras, la cual se encuentra hasta aproximadamente 23 micras de profundidad medida desde la superficie. A partir de esta distancia, se observa que el valor decrece rápidamente hasta 300HK, y corresponde al valor de dureza del acero inoxidable AISI 304 sin nitrurar.

En trabajos anteriores Feugeas et al. [8] indicaron que a 40 minutos de duración del proceso de nitruración, en la superficie de las muestras, se puede determinar la presencia de nitruros incipientes de hierro y cromo (Fe₄N y CrN) que se forman como productos de descomposición de la fase-S sobresaturada. Sin embargo, Menthe y Rie [2] encontraron que estos nitruros, para condiciones similares de temperaturas y tiempos de nitruración, no alcanzan más de 1 µm de profundidad.

La alta rugosidad en la superficie de la muestra y las limitaciones del equipo han impedido la medición de la dureza a profundidades menores de 1.5 µm, por lo cual no se pudo verificar el incremento esperado de la dureza debido a la presencia de estos compuestos.

2.2. Resultados de los ensayos de desgaste

La Figura 4 muestra la perfilometría de las huellas de desgaste obtenidas utilizando alúmina como contraparte estática sobre acero inoxidable 304 (a) sin nitrurar (par tribológico 1), (b) nitrurado durante 30 minutos (par tribológico 2) y (c) nitrurado durante 40 minutos (par tribológico 3). En la Figura 4(a) se observa que la huella presenta una morfología típica de desgaste por abrasión de un material dúctil. La forma acanalada con sección transversal semicircular uniforme muestra que la bola de alúmina fue socavando la superficie del disco de manera ininterrumpida hasta llegar a una profundidad de 33 µm, como se puede observar en la Tabla 1.

Tabla 1. Medidas características de las muestras sometidas al ensayo de desgaste utilizando alúmina como contraparte.

En la Figura 4(b) se muestra que el desgaste, nuevamente, es uniforme en toda la superficie de contacto con la contraparte estática y, también, se genera por mecanismos de abrasión. En este caso, se presenta una profundidad en la huella aproximadamente igual a 3 µm (Tabla 2), que representa apenas un 12% de la profundidad alcanzada por la fase-S, responsable del endurecimiento superficial, y apenas un 9% de la profundidad alcanzada en el desgaste del disco en el par tribológico 2. La topografía de la huella, en este caso, se muestra lisa respecto a la correspondiente a la huella sobre la superficie no nitrurada. Este resultado se debe a la resistencia a la deformación de la estructura tetragonal [6] de la fase-S, una vez que se ha eliminado la rugosidad relativamente alta correspondiente a la condición superficial inicial de esta muestra (Tabla 1). La Figura 4(c) muestra que la resistencia al desgaste del disco correspondiente al tercer par tribológico que, en este caso, es ligeramente mayor respecto a la obtenida en el par 2, ya que la profundidad alcanzada por la bola de alúmina en el disco nitrurado por 40 minutos corresponde a la mitad del valor de la profundidad alcanzada en el disco que ha sido nitrurado por 30 minutos solamente.

El mecanismo de desgaste presente en este par es de abrasión sobre la superficie nitrurada, aunque la huella es más irregular en cuanto a su forma, puesto que presenta zonas que no lograron ser desgastadas por la bola de alumina. Esto se puede explicar, nuevamente, debido a la alta dureza y resistencia al desgaste de la fina capa compuesta de Fe₄N y CrN que se forma en la superficie de esta muestra y que se ha desprendido en forma de débris, que eventualmente no han dejado libre el contacto y se han acumulado en la huella de desgaste. La profundidad alcanzada en las zonas más deprimidas indica que la capa de compuestos de hierro haya sido completamente removida, quedando la zona de difusión (conformada por fase-S) en contacto con la contraparte estática.

El coeficiente de fricción de los pares tribológicos se presenta la Figura 5. Como se puede observar en la figura, el par 1 presenta un coeficiente de frición, µ, que desde el comienzo asciende rápidamente desde 0.45 a un valor de 0.7 a solamente 70 m de recorrido y, a partir de allí, comienza a tener un comportamiento fluctuante pero que se encuentran en un intervalo definido por un valor promedio de 0.6 hasta el final del ensayo. El arranque dúctil del material del disco ejercido por la bola de alúmina desde el comienzo del ensayo es seguido por un mecanismo de desgaste adhesivo típico entre dos materiales con diferencia de dureza apreciable. En el caso del par 2, la curva muestra un comportamiento que presenta menores oscilaciones y este comportamiento es característico a un mecanismo de desgaste abrasivo que sufren las dos superficies en el contacto. El valor promedio del coeficiente de fricción está ligeramente superior al del par 1 y se encuentra alrededor de 0.7. Los picos más altos presentados en la primera mitad del ensayo se deben, probablemente, a la eliminación de las asperezas. La curva correspondiente al par 3 muestra un incremento rápido del coeficiente de roce, que se estabiliza a partir de los 80 metros en un valor de 0.65 hasta alcanzar los 550 m (intervalo que será denominado como fase 1), donde comienzan a darse unos altos picos (fase 2) hasta que a los 740 m de recorrido vuelve a tener un comportamiento fluctuante suave alrededor de 0.7 (fase 3).

La fase 1 corresponde a un contacto de dos superficies cerámicas de alta dureza, como lo es la alúmina y la capa compuesta de nitruros de cromo y hierro, por lo que el µ toma su menor valor en este intervalo. Esto ocurre hasta que se llega a tal punto en el cual se da el desprendimiento de la capa compuesta incoherente con la matriz, generando la fase 2.

3. Conclusiones.

Se analizaron las características tribológicas de muestras de acero inoxidable 304 sometidas a un proceso de nitruración para 30 minutos y 40 minutos, respectivamente, que se llevó a cabo a una temperatura de 400°C en una cámara empleando el método de descarga incandescente.

Se determinó que para un periodo de nitruración de 30 minutos, las muestras presentaron una sola fase de austenita expandida (fase-S) en la superficie modificada, mientras que para un tiempo de nitruración de 40 minutos se observó, además de la austenita expandida, la presencia de los compuestos de Fe₄N y CrN incipientes en la zona más externa de la superficie. Se determinó que la dureza de la fase-S, alrededor de 1500 HK_0,025, es 5 veces mayor a la del acero sin nitrurar.

Se encontró un coeficiente de fricción promedio de 0.7 para los pares tribológicos acero nitrurado/bola de alumina, identificándose un mecanismo de desgaste abrasivo en todos los casos. La determinación de los volúmenes de desgaste indica una mejora de casi 4600% en la resistencia al desgaste del material nitrurado comparado con el acero sin nitrurar. Los resultados se han explicado tomando en consideración los cambios microestructurales que tiene lugar durante el proceso de nitruración iónica.

4. Referencias.

1. J. Feugeas, B. Gómez y A. Craievich, Surf. Coat. Technol., 154 (2002) 167.        [ Links ]

2. J. Feugeas, J.D. Hermida, B.J. Gómez, G. Kellermann y A. Craievich, J. Phys. D: Appl. Phys., 32 (1999) 2228.        [ Links ]

3. W.L. Grube y S. Verhoff, Surface Modification Engineering, Vol. II (1989) 107.        [ Links ]

4. K. Ichii, K. Fujimura y T. Takase, Technol. Rep. Kansas Univ., (1986) 135.        [ Links ]

5. G. Kellermann, R. Neuenschwander, J. Feugeas y A.F. Craievich, Nuclear Instruments & Methods in Physics Research A, 468 (2001) 1097.        [ Links ]

6. K. Marchev, R. Hidalgo, M. Landis, R. Vallerio, C.V. Cooper, B.C. Huyesen, Surf. Coat. Technol., 112 (1999) 67.        [ Links ]

7. E. Menthe, K.-T. Rie, J.W. Schultze y S. Simson, Surf. Coat. Technol., 74-75 (1995) 412.        [ Links ]

8. E. Menthe y K.-T. Rie, Surf. Coat. Technol., 116-119 (1999) 199.        [ Links ]

9. D.R.G. Mitchell, D.J. Attad, G.A. Collings y K.T. Short, Surf. Coat. Technol., 165 (2003) 107.        [ Links ]

10. X.B. Tian, Z.M. Zeng, T. Zhang, B.Y. Tang y P.K. Chu, Thin Solid Films, 366 (2000) 150.        [ Links ]