Resistencia al desgaste de recubrimientos tipo cermet depositados por hvof con tratamiento térmico posterior

MARÍA RODRÍGUEZ, IVÁN MORENO Y CAROLINA BILBAO

Escuela de Ingeniería Mecánica, Facultad de Ingeniería, Universidad Central de Venezuela, Apartado Postal 48222. Los Chaguaramos. Caracas, Venezuela. e-mail: m_rodriguez@cantv.net

RESUMEN

El objetivo del presente trabajo fue estudiar la influencia de la composición química y el tratamiento térmico posterior sobre la resistencia al desgaste de recubrimientos tipo cermet (cerámico-metálico) depositados por el Proceso de Rociado Térmico de Alta Velocidad Oxígeno-Combustible (HVOF). Para tal fin se escogió una aleación NiCrBSiWFe y se mezcló mecánicamente con polvos de WC-12%Co para conformar tres recubrimientos con la siguientes proporciones: 100% de aleación NiCrBSiWFe (100NiCr), 50%NiCrBSi + 50% WC-12%Co (50-50) y finalmente 70% WC-12%Co + 30%NiCrBSi (70-30). Los polvos de alimentación fueron depositados sobre un substrato de acero AISI 1020 utilizando para ello una pistola JP-5000. Posteriormente los recubrimientos se trataron térmicamente con una llama oxiacetilénica. La evaluación de la resistencia al desgaste se logró mediante el ensayo de abrasión de acuerdo con la norma ASTM G65-A, B y C. La microestructura y composición química de los recubrimientos así como también las superficies de desgaste fueron evaluadas mediante Microscopía Óptica (MO) y Microscopía Electrónica de Barrido (MEB) y por Espectroscopía de Rayos X por Dispersión de Energía (EDX). Las investigaciones mostraron que la resistencia al desgaste se ve incrementada con el aumento de partículas de WC-Co en la mezcla, sin embargo el aumento más significativo es debido al tratamiento térmico posterior lo cual fue atribuido al endurecimiento por precipitación de la matriz de níquel y a la mayor cohesión y mejor distribución de las partículas de segunda fase.

Palabras clave: HVOF, Recubrimientos Cerámico-Metálicos, Tratamiento Térmico Posterior, Abrasión.

Wear resistance of cermet coatings deposited by hvof post heat treated

ABSTRACT

The aim of the present work was to study the influence of chemical composition and post heat treatment on the wearresistance of cermet (ceramic - metallically) coatings deposited by the process of High Velocity Oxy-Fuel (HVOF). For such purpose, a NiCrBSiWFe alloy was chosen which was mixed mechanically with WC-12%Co powders to form three coatings with the following proportions: 100 % of alloy NiCrBSiWFe (100NiCr), 50%NiCrBSi + 50 % WC-12%Co (50-50) and 70 % WC-12%Co + 30%NiCrBSi (70-30). The feeder powders were deposited on an AISI 1020 steel substrate by using a JP-5000 gun. An oxyacetylene flame was used to perform the post heat treatment. The evaluation of the resistance to wear for these coatings was achieved by means of the test ASTM G65-A, B y C. The microstructure and chemical composition of the coatings as well as the wear surfaces were evaluated by means of Optical Microscopy (MO) and Electronics Microscopy (MEB) coupled with an EDAX DX4 energy dispersive X-Ray spectrometer (EDS). The study showed that the resistance toabrasion wear increased with the increase of WC-Co particles in the mixture WC-Co-NiCrBSiWFe; nevertheless, the more significant increase is due to the post heat treatment which was attributed to the precipitation hardening of the nickel´s matrix and to the better cohesion and better distribution of the second phase particles in the coating.

Keywords: HVOF, Coating, Cermet, Post Heat Treatment, Abrasion.

Recibido: abril de 2007 Revisado: noviembre de 2007

INTRODUCCIÓN

Recubrimientos tipo cermet (cerámico-metálico), obtenidos por técnicas de alta velocidad, son ampliamente utilizadosen numerosas aplicaciones debido a que poseen buenaspropiedades mecánicas, tribológicas y buena resistencia a la corrosión, tanto a temperatura ambiente como a altas temperaturas (Yang et al. 2006). Además poseen excelenteadherencia al substrato, buena cohesión, baja porosidad y baja tendencia a formar fases frágiles, como W₂C y/oCo₃W₃C (Yang, 2006; Guilemany, 2001). Las partículas duras de WC en el recubrimiento le otorgan una alta dureza y elevada resistencia al desgaste mientras que la matriz de enlace (Co, Ni, CoCr, NiCr) suple la tenacidad necesaria (Celik, 2005; Barber, 2005; Laul, 2000). Dentro de las matricesmás utilizadas, como enlazantes de las partículas de carburo de tungsteno, se encuentran el Cobalto, aleaciones cobaltoníquel, el Níquel o aleaciones base níquel, como la NiCrBSiFe.

Dentro de los materiales utilizados como matrices, las aleaciones auto-fundentes base Níquel combinan un número de propiedades especiales otorgadas por sus constituyentestales como: el níquel, el cual brinda excelente mojabilidadpromoviendo una buena cohesión; el cromo, que mejora laresistencia a la corrosión así como también las propiedadestribo-mecánicas; el boro reduce los puntos de fusión y contribuye a la formación de fases duras; el silicio otorga características auto-fundente y el hierro modifica las tasas de difusión (González et al. 2006; Grigorescu et al. 1995). La sinergia de estos elementos mejora la resistencia al desgastede estos recubrimientos (Rodríguez, 2002; Stoica et al. 2005; Li, 2003).

El comportamiento de estos recubrimientos frente al desgaste está influenciado por diversos factores tales como: el tamaño de las partículas de carburo, la fracción volumétrica, la composición química de las fases y su distribución, entre otros (Kim, 2006; Wu, 2004). Sin embargo, el efecto combinado de las características dadas por las partículas de segunda fase y la tenacidad de la matriz es el factordeterminante en el comportamiento frente al desgaste de estos recubrimientos.

Aunque las técnicas de rociado térmico, especialmente lasde alta velocidad oxígeno-combustible han evolucionadoconsiderablemente en los últimos años, problemasrelacionados con partículas no fundidas o parcialmentefundidas así como también grietas, aún siguenpresentándose y ocasionando deficiencias en la cohesióninterlamelar, lo cual influye en el comportamiento delrecubrimiento frente al desgaste. Una forma de mejorar estosinconvenientes ha sido a través de tratamientos térmicosposteriores (Khameneh, 2006; Kim, 2006; Stoica, 2005; Chen,2005; Rodríguez, 2002). Numerosas investigaciones hanestablecido que los cambios microestructurales asociadoscon la aplicación de tratamientos térmicos posteriores, mejoran significativamente la resistencia al desgaste de recubrimientos tipo cermet.

A fin de expandir el campo de aplicaciones logradas con rociado térmico, es necesario desarrollar nuevos tipos depolvos, ya sea mezclados mecánicamente o por otrosprocedimientos. El efecto de agregar partículas de WC-Co alas aleaciones base níquel autofundentes no ha sidosuficientemente investigado, por esta razón se seleccionaron dos porcentajes de una aleación WC-Co y se mezclaronmecánicamente con una aleación base níquel comercialmentedisponible. El propósito del presente trabajo es evaluar el efecto de la composición química y del tratamiento térmico posterior sobre la resistencia al desgaste abrasivo y la dureza de varias aleaciones NiCrBSiFe-WC-Co y relacionar estos resultados con la microestructura.

PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

Las tablas 1 y 2 contienen las características de los polvos de alimentación y la composición química de los mismos. Con estos materiales se fabricaron tres recubrimientos.

Tabla 1. Características de los polvos de alimentación.

Tabla 2. Composición química de los polvos (%wt).

El recubrimiento logrado con 100% de aleación NiCrBSiWFe será identificado como 100NiCr. Los otros dos recubrimientos se lograron mezclando mecánicamente las aleacionesNiCrBSiWFe y WC-12%Co durante cinco horas. El segundorecubrimiento estará compuesto por 50% NiCrBSiWFe y50%(WC-12%Co) y el tercer recubrimiento por30%NiCrBSiWFe y 70%(WC-12%Co) y serán identificadoscomo 50-50 70-30, respectivamente. Como substrato se utilizóun acero AISI 1020 del cual se fabricaron muestras con las dimensiones recomendadas en las normas de los ensayosa realizar. Previo a la deposición del recubrimiento, la superficie de las muestras fue sometida a la metodología industrial de limpieza que incluyó desengrase, decapado mecánico para generar una rugosidad superficial adecuaday eliminar restos de óxidos que pudiesen impedir una buena adhesión del recubrimiento. Posteriormente se eliminaron restos de abrasivo y se precalentaron para eliminar la humedad superficial. Los recubrimientos fueron depositados industrialmente mediante una pistola JP-5000 utilizando los parámetros contenidos en la tabla 3. El tratamiento térmico posterior se realizó utilizando una llama oxiacetilénica aplicada sobre la superficie de las muestras hasta observar un brillo superficial característico de aleaciones auto-fundentes.

Tabla 3. Parámetros de rociado para cada aleación.

Las muestras fueron cortadas y preparadas siguiendo los procedimientos estándar de preparación metalográfica. La microestructura y morfología de las fases presentes en los recubrimientos fueron examinadas a través de Microscopía Óptica (MO) y Microscopía Electrónica de Barrido (MEB)utilizando para ello un microscopio electrónico marca Philips,modelo XL 30, acoplado a un Espectrómetro de Rayos Xpor dispersión de energía (EDX) para obtener el análisis semicuantitaivo de elementos presentes en el recubrimiento. Las superficies de desgaste también fueron analizadas através de MEB. La dureza de los recubrimientos por microindentación fue medida a través de un durómetroVickers con una carga de 300 g aplicada por 15 s. Un total de5 indentaciones fueron realizadas sobre la seccióntransversal de las muestras pulidas. Para la medición de larugosidad se utilizó un rugosímetro marca Mitutoyo SJ-201reportando el promedio de seis mediciones en términos de Ra.

El ensayo de abrasión se rigió por la norma ASTM G65 utilizando tiempos de 5, 10 y 30 minutos, respectivamente. El tipo de abrasivo utilizado para el ensayo fue una arena decuarzo redondeado exigida por la American Foundry SandNº AFS 50-70 (300 – 212 micrómetros), en concordancia conlo estipulado en la norma. Los resultados del ensayo fueron reportados en pérdida volumétrica.

RESULTADOS Y DISCUSIÓN

Análisis de la microestructura

La figura 1a corresponde a una vista general del recubrimiento a una magnificación de 100X, la cual fue tomada en la sección transversal del recubrimiento logrado con la aleación 100NiCr en estado como depositado. En éstase puede observar una estructura laminar, heterogénea ycon escasa porosidad. La figura 1b corresponde al mismorecubrimiento observado a una magnificación de 1000X enla cual se observa, con mayor claridad, la estructura laminarcaracterística de los recubrimientos producidos por rociadotérmico. Algunas gotas parcialmente fundidas se encuentran presentes. En esta misma micrografía se pueden observar diferentes fases de diferentes morfologías, las cuales fueron identificadas en un trabajo previo (Rodríguez, 2002). Sinembargo, la fase oscura identificada con la letra «A» nohabía sido observada previamente por lo cual se le realizó un análisis químico puntual (figura 1e) indicando éste quese trataba de una fase compuesta por níquel como elemento mayoritario, cromo, hierro silicio y probablemente boro, con ausencia de W y de allí su color gris oscuro.

Figura 1. Micrografías MEB del recubrimiento 100%NiCrBSiWFe. a) 100X, b) 1000X, c) Micrografía del mismo recubrimiento con tratamiento térmico posterior a 2000X, d) Detalle del recubrimiento tratado térmicamente en la interfase a 1500X y EDX realizado en la zona indicada por la flecha, e) EDX realizado en fase A indicada en figura 1b.

La figura 1c nos muestra la microestructura del mismo recubrimiento tratado térmicamente con llama oxiacetilénica. Como puede observarse en esta imagen, el tratamientotérmico produjo una distribución más homogénea de las fases presentes, comparada con la microestructura observada en la figura 1a. Una micrografía realizada en lainterfase de este recubrimiento presentada en la figura 1d, evidencia que el tratamiento térmico ha producido un proceso de difusión, lo cual fue corroborado con losresultados obtenidos a través de EDX, los cuales indicaronun alto porcentaje en peso del elemento Fe (80%)proveniente del substrato y Si (16.27 % en peso) proveniente del recubrimiento. Rodríguez (2002) reportó a través del ensayo de difracción de rayos X (DRX), la presencia de la fase Fe₈Si₂C en la zona de la interfase, lo cual fue atribuido al proceso de difusión. De acuerdo a los resultados obtenidosen el EDX reportado en la figura 1d, en porcentajes atómicos (Fe 80.75%, Si 16.27%), pareciera indicar que se trata de esta fase. El EDX también reportó la presencia de aluminio en la zona de la interfase, lo cual puede ser debido a partículas de alúmina que quedaron incrustadas en esta zona durante el proceso de limpieza del substrato.

Las figuras 2a y 2c corresponden al recubrimiento logrado con la mezcla identificada como 50-50 en estado «como rociado » y con tratamiento térmico posterior, respectivamente. Las diferencias entre estas dos microestructuras a esta magnificación no son muy evidentes, si acaso se observaun menor número de gotas semi fundidas. En ambas estructuraslas fases blancas provienen de la aleación WC-12%Coy las grises corresponden a la aleación NiCr. También seaprecia en estas micrografías partículas angulares de diferentes morfologías y tamaños, características de los recubrimientos de WC-Co. Las fases oscuras correspondientes a la aleación base níquel se visualizan ligeramentemás alargadas en el recubrimiento tratado térmicamente, estoes probablemente debido a la disolución de gotas que quedaron parcialmente fundidas durante el proceso de rociado térmico. La figura 2b corresponde a la misma muestra sin tratamiento térmico posterior en la zona de la interfase, la cual se observa bien delimitada y adherida al recubrimiento.

Figura 2. Micrografías MEB del recubrimiento depositado con la mezcla 50- 50. a) En estado como rociado a 100 X. b) Como rociado en la zona de la interfase a 1000X. c) Recubrimiento con Tratamiento Térmico Posterior (TTP) a 100X. d) Zona de la interfase a 1500X y EDX en las zonas indicadas.

La figura 2d corresponde a la zona de la interfase en la muestra tratada térmicamente, a diferencia de la figura 1d quepresenta una interfase en la cual se evidencia una zona de difusión (en este caso se nota una interfase más delimitaday la presencia de compuestos brillantes probablementecarburos en la zona del substrato). Pareciera que los patronesde difusión se han invertido con respecto a la muestra depositada con 100% aleación NiCrBSiWFe tratada térmicamente. Esto probablemente se deba a la menor cantidadde Fe (elemento que promueve la difusión) en este recubrimiento, comparado con el recubrimiento depositado con la aleación 100NiCr. En este caso las fases brillantes, previamente identificadas como carburos y boruros son las que difunden hacia el substrato.

La micrografía presentada en la figura 3a corresponde a la muestra depositada con la mezcla 70-30 (en ella se puede observar algunas gotas de la aleación base níquelparcialmente fundidas). En líneas generales se puede decirque se encuentran bien cohesionadas con las partículas deWC-Co. La figura 3b muestra una microestructura del mismo recubrimiento con Tratamiento Térmico Posterior (TTP), lacual comparada con la figura 3a, evidencia que el tratamientotérmico ha producido cambios en la morfología de las gotasy una mejor distribución de las fases presentes. En la figura 3c, correspondiente al mismo recubrimiento pero a una mayor magnificación, se observó la presencia de partículas grises (encerradas en el círculo) de aproximadamente 12ì m de longitud, no identificadas previamente, por lo que se lerealizó un análisis químico puntual (EDX) indicando que la misma está compuesta (en porcentajes atómicos) por 49.15% de silicio, 23.17% tungsteno y 19.33% de cromo, lo cual probablemente evidencie la presencia de un siliciuro decromo-tungsteno. La formación de siliciuros de cromotungsteno (CrxWySiz), como consecuencia del tratamiento térmico, ha sido reportado previamente (Rodríguez, 2002) en un estudio realizado sobre un recubrimiento depositado con la misma aleación NiCrBSiWFe y posteriormente tratado con llama. En la micrografía correspondiente a la muestra 70-30 tratada térmicamente en la zona de la interfase (figura 3d) se puede apreciar al igual que en la micrografía presentada en la figura 2c, la presencia de partículas blancas en la zona de la interfase, esto es atribuido al proceso de difusión producido durante el tratamiento térmico.

Figura 3. Micrografías MEB del recubrimiento depositado con la mezcla 70-30 en estado como rociado a) 100 X. b) 500X. c) Con (TTP) a 1000X mostrando EDX en fase gris clara y d) Zona de la interfase a 1500X.

Rugosidad y Dureza

En la figura 4 se puede observar los distintos valores de rugosidad superficial obtenidos para cada recubrimiento enestudio, en la cual se evidencia que el recubrimiento obtenido con la aleación matriz 100% NiCr, en estado como rociado, presentó el mayor valor de Ra siendo éste de 4,2 ì m. El tratamiento térmico logró disminuir este valor en un85%, esto puede ser atribuido a que la matriz de Níquel al sercalentada casi hasta su punto de fusión homogeneiza las fases presentes ocasionando una suavización de la superficie. En aquellas aleaciones con menor contenido de matriz de níquel este efecto se produce en menor grado e inclusive, casi imperceptible como en el recubrimiento 50- 50.

Figura 4. Resultados de la rugosidad superficial para cada recubrimiento estudiado.

La figura 5 presenta los resultados obtenidos del ensayo de microindentación Vickers. Como puede observarse en esta figura el mayor valor de dureza corresponde al recubrimiento obtenido con la aleación base níquel tratada térmicamente con llama oxiacetilénica, el cual resultó ser un 35% mayor que el mismo recubrimiento sin tratamiento. El aumento de la dureza, como consecuencia del tratamiento térmico conllama oxiacetilénica, es atribuido (Rodríguez, 2002) a un incremento de la dureza de la matriz de níquel debido alendurecimiento por precipitación y en menor grado a unamejor distribución de las fases endurecedoras. Similarmente,la dureza obtenida por el recubrimiento 50-50 con TTP esun 22% mayor que el mismo recubrimiento en estado comorociado y finalmente observamos que en el caso de la mezcla 70-30 el aumento debido al tratamiento térmico fue sólo deun 1%. Estos resultados eran esperados debido a que el efecto del tratamiento térmico se produce sobre la matriz de níquel y esta aleación presenta la menor proporción de laaleación base níquel. Es evidente que la adición de laspartículas de WC-12%Co aumenta la dureza (HV300) del recubrimiento base níquel de forma tal que para la mezcla50-50 el aumento alcanza casi un 5% y para la mezcla 70-30 llega a ser un 27%, sin embargo el tratamiento térmico es más efectivo sobre esta propiedad que la adición de partículas endurecedores a la aleación base níquel.

Figura 5. Resultados del ensayo de microindentación Vickers.

Resistencia al desgaste por abrasión

En la figura 6 se graficaron los resultados del ensayo de abrasión para todas las condiciones y tiempos de ensayo. Como lo indica la norma, los resultados se expresan en función de las pérdidas de volumen producidas durante elensayo. En esta figura se puede apreciar que el aumento dela resistencia a la abrasión es inversamente proporcional altiempo de ensayo para todas las condiciones estudiadas,es decir, a mayor tiempo de ensayo mayor desgaste. El mayorvalor de pérdida volumétrica lo presentó el recubrimientodepositado con la aleación base níquel. La adición de laspartículas de WC-Co a la aleación base níquel indudablemente mejoró su resistencia a la abrasión. La aleación 50-50 perdió 1,2 menos volumen que la 100NiCrpara la condición más desfavorable (30 min. de ensayo) y la aleación 70-30 se comportó 2,65 veces mejor que la aleación 100NiCr bajo las mismas condiciones.

Figura 6. Resultados del ensayo de abrasión.

También se desprende de esta figura que el tratamiento térmico mejoró considerablemente la resistencia a la abrasiónen todos los recubrimiento estudiados. El recubrimiento100NiCr tratado térmicamente resistió 4,27 más que el notratado, el recubrimiento 50-50 5,16 veces y el 70-30 3,62veces. Una vez más el tratamiento térmico no tiene tanta influencia sobre las propiedades del recubrimiento 70-30. Se puede decir, desde el punto de vista de resistencia al desgaste abrasivo, que el tratamiento térmico tuvo más efectosobre el recubrimiento 50-50. Además, el recubrimientodepositado con la aleación 70-30 con TTP es solamente1,2veces más resistente que el recubrimiento 50-50 con TTP, locual sería una ventaja desde el punto de vista económico yaque se obtienen resultados similares con una aleación más económica.

A fin de relacionar estos resultados con los mecanismos dedesgaste predominante en estos recubrimientos se realizaronmicrografías sobre las superficies desgastadas. La figura 7a corresponde a una micrografía realizada sobre la superficiedesgastada durante el ensayo de 30 min. (la condición másdesfavorable) del recubrimiento depositado con la aleación100NiCr. En ella se aprecia claramente el típico mecanismo de desgaste por arado de la matriz, que comienza a  desgastarse debido a su menor dureza, dejando en relieve las islas de partículas de segunda fase, las cuales sonremovidas posteriormente por el efecto de la abrasión. En la medida que el ensayo continúa este mecanismo se repitió.

Figura 7. Micrografías MEB en electrones secundarios de la superficie desgastada de las muestras: a) muestra 100NiCr sin TTP. b) 100NiCr con TTP c)50-50 sin TTP d)50-50 con TTP e) 70-30 sin TTP f) 70-30 con TTP.

En esta figura también se aprecian surcos paralelos al movimiento de la arena probablemente producidos porpartículas de segunda fase que se han desprendido debidoal desgaste de la matriz que las mantenía cohesionada conella, permitiendo que estas partículas se queden atrapadas en la interfase de deslizamiento y produzcan abrasión de tres cuerpos (Bourithis et al. 2005). También se observan algunos huecos producidos por el desprendimiento de partículas que no se encontraban bien cohesionadas. Sin embargo, se puede decir que la remoción de material por arado es el mecanismo predominante.

La figura 7b corresponde al mismo recubrimiento tratado térmicamente con llama. En ella se aprecian, aunque en menorproporción, los mismos surcos producidos por la accióncortante de la arena, observado en la superficie desgastada de este recubrimiento sin tratamiento térmico. Esto esprobablemente debido a que el tratamiento térmico haproducido tres efectos significativos. El primero de ellos esque la matriz ha sido endurecida por precipitación lo cual la hace más resistente al desgaste por abrasión, el segundo efecto sería la disminución de la rugosidad superficial y finalmente el tercer efecto es que se logra una mejor distribución y cohesión de las partículas de segunda fase.

En esta micrografía también se observan algunos surcos a lo largo de los cuales se encuentran presentes partículas brillantes o fases duras (ver círculo blanco en la figura 7b), así como también numerosos huecos. Esto puede ser atribuido a que durante el proceso de abrasión las partículaserodantes tratan de desgastar los carburos y boruros presentes, pero sin éxito ya que estos son más duros que la arena y están mejor cohesionados con la matriz como consecuencia del tratamiento térmico, lograndose sólo redondear sus bordes.

En el caso de la muestra 50-50 (figura 7c) se observan surcos profundos en la matriz, mientras que las zonas blancas (de carburos) se aprecian en relieve y redondeados sus bordes, incluso presentándose en algunas zonas muy alisadas, como la observada en el círculo blanco de la figura 7c. Esto ocurre debido al desgaste paulatino en la matriz mientras que las zonas correspondientes a los carburos no son tan fácilmente desgastadas, lo cual deja las fases duras rodeando la matriz y en relieve. Esto probablemente se deba al mismo efecto explicado en el caso anterior en el cual la formación de surcos en la matriz iba dejando las partículas de carburo en relieve pero en este caso al haber mayor cantidad de fasesduras aglomeradas y cohesionadas con el cobalto (enlazante de las partículas de WC) y la aleación de níquel, impidió su desprendimiento y por lo tanto sólo fueron desbastadas. Por ese motivo no se observaron huecos como en el caso anterior.

En la figura 7d, correspondiente al recubrimiento 50-50 con TTP, se puede observar que las zonas blancas se encuentran poco desbastadas y con menor pérdida de su morfologíaangular, característica de los carburos de tungsteno, mientrasque la matriz se aprecia ligeramente en bajo relieve pero conpocos vestigios de abrasión (surcos) si se comparan con el recubrimiento logrado con esta misma aleación sin tratamiento térmico (figura 7c) y más aún con la aleación100NiCr tratada térmicamente. Esto es debido a la mayor fracción volumétrica de las partículas de carburo presentes en este recubrimiento, las cuales actúan como barreras impidiendo que el proceso de desgaste se desarrolle continuamente como en el caso del recubrimiento NiCr con TTP. En este caso también se observan huecos aunque en menor proporción, cuyo mecanismo de formación se explicóanteriormente. Es de hacer notar que el efecto del tratamiento térmico sobre estas aleaciones es determinante ya que al endurecerse la matriz, se evita que ésta se desgaste y que las partículas de segunda fase queden en relieve, evitando la remoción de las mismas y que por lo tanto se produzca el mecanismo de abrasión por tres cuerpos.

La figura 7e muestra la superficie desgastada del recubrimiento logrado con la mezcla 70-30. En este caso se aprecia que la matriz de aleación base níquel presenta losmismos surcos producto de la abrasión con la mismatendencia a dejar en relieve las partículas de carburos, loscuales se aprecian menos desgastados que en el caso anterior. Esto es debido a que al haber menos zonas de matriz blanda la profundidad de los surcos es menor y las partículasestán menos expuestas al efecto erodante de la arena. En elcaso del recubrimiento 70-30 con TTP (figura 8 f) se aprecia que ha habido un menor desgaste ya que las agrupaciones de fases blancas presentan partículas menos deformadas. Por otro lado, las fases oscuras correspondientes a laaleación base níquel se encuentran en menor proporcióndebido a la difusión promovida por el tratamiento térmico ypor lo tanto se observan colonias más grandes de partículasde segunda fase. También se notan algunas cavidades probablemente producidas por algunas partículas de carburo que se han desprendido.

 

Es de hacer notar que el tratamiento térmico mejoró la dureza del recubrimiento 100NiCr y del logrado con la mezcla 50-50,pero no tuvo un efecto significativo en el depósito 70-30, debido indudablemente al bajo porcentaje de aleación base níquel que presenta este recubrimiento. Sin embargo, elcomportamiento frente al desgaste del recubrimiento 50-50fue 1,63 veces mejor que el de la aleación 100% NiCr, loscuales presentan durezas muy similares. Ha sido reportadopor varios autores (Bourithis et al. 2005) que la dureza es un parámetro crucial que siempre debería ser considerado pero existen otros factores como las característicasmicroestructurales, fragilidad, tamaño de las partículas, entre otros, que pueden cambiar el comportamiento al desgaste de los recubrimientos.

Se podría decir entonces, que la mayor fracción volumétrica de partículas de carburo, es la responsable por la resistencia al desgaste y no la dureza del recubrimiento. Sin embargo,esto tampoco es completamente cierto porque la resistenciaal desgaste del recubrimiento 70-30 en estado como rociadoes 2,1 veces mayor que el recubrimiento 50-50 también enestado como rociado, pero ambos recubrimientos después del tratamiento térmico tienen una resistencia al desgaste similar, a pesar de la mayor fracción volumétrica de carburos que posee el recubrimiento 70-30. Es decir, para que la presencia de las partículas de WC sea efectiva éstas deben estar en principio bien cohesionadas entre ellas mismas pero además también deben estar bien cohesionadas con la matriz, lo cual se logra con el tratamiento térmico posterior.

CONCLUSIONES

La microestructura, propiedades mecánicas y resistencia a la abrasión de recubrimientos NiCrBSiWFe-WC-Co, depositados por rociado térmico en estado como rociado y con tratamiento térmico posterior, fueron evaluadas a fin de investigar el efecto de la composición química y del tratamiento térmico posterior sobre la resistencia al desgastede estos recubrimientos. Las investigaciones mostraron quela resistencia al desgaste se ve incrementada con el aumento de partículas de WC-Co en la mezcla WC-Co-NiCrBSiWFe pero el aumento más significativo es debido al tratamiento térmico posterior, lo cual fue atribuido al endurecimiento por precipitación de la matriz de níquel y a la mayor cohesión y mejor distribución de las partículas en el recubrimiento. Se pudo determinar que la dureza del recubrimiento no es un factor determinante en la resistencia al desgaste por abrasión.

AGRADECIMIENTOS

Se agradece a la empresa Plasmatec Ingenieros C.A., por la realización de los recubrimientos utilizados en el presente trabajo.

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