Materia c3

Ing. Ricardo Echevarria LAB. de E.N.D. – F.I.- UNIV. NAC. COMAHUE

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FRACTURA DE MATERIALES

Ing. Ricardo Echevarria

AÑO 2003

UNIVERSIDAD NACIONAL DEL COMAHUE Facultad de Ingenieria

Laboratorio de Ensayos No destructivos


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INDICE. Introducción:..................................................................................................................... 3 Fractura frágil. .................................................................................................................. 4

A) Características generales. ......................................................................................... 4 B) Trasición Dúctil- Frágil ............................................................................................ 7 C) Tenacidad a la fractura. ............................................................................................ 9 C- 1. La composición Química:................................................................................... 10 C- 2 .Tratamientos Térmicos y microestructuras. ....................................................... 10 C- 3. Tamaño de grano y temperatura de rolado:........................................................ 10 C- 4. Trabajado en Frío y Envejecimiento. ................................................................. 11 C- 5. Influencia de soldaduras. .................................................................................... 11 C- 6. Prevención de la fractura frágil. ......................................................................... 12

2- Fatiga:......................................................................................................................... 14 A Características generales: ........................................................................................ 14 B- Tensiones cíclicas ................................................................................................... 15 C -La curva S-N o de Whoeler. ................................................................................... 16 D- Iniciación y propagación de fisura. ....................................................................... 18 E- Factores que afectan la vida a la fatiga. .................................................................. 22 F - Efectos ambientales ............................................................................................... 24

3- Creep .......................................................................................................................... 26 A- Generalidades al comportamiento al Creep ........................................................... 26 B- Efectos de las tensiones y temperatura ................................................................... 27


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1-FRACTURA

INTRODUCCIÓN: La fractura de materiales de ingeniería es casi siempre un hecho indeseable por varias razones las que incluyen, la seguridad de vidas humanas, perdidas económicas, y la interferencia con la disponibilidad de productos y servicios. Aun cuando las causas de la fractura y el comportamiento de materiales puede ser conocida, la prevención de fracturas puede ser difícil de garantizar. Las causas usuales de ello son la selección de materiales, procesado y diseños inadecuados de los componentes o su mal manejo. Es responsabilidad del ingeniero anticipar y planificar las posibles fracturas y, en el caso de que ocurran, determinar sus causas y tomar medidas preventivas apropiadas para futuros incidentes. Las típicas clases de fracturas son fractura dúctil, fractura frágil, fractura por fatiga, fractura por Creep y fractura debida al medio ambiente. La fractura simple es la separación de un cuerpo en dos o más trozos como respuesta a una tensión que puede ser estática ( constante o variando lentamente con el tiempo) y a temperaturas que son bajas en relación a la temperatura de fusión del material. Las tensiones aplicadas pueden ser de tracción, compresión, de corte o torcionales. Los tipos de fractura típicos son dúctil y frágil. Esta clasificación esta basada en la capacidad del material a experimentar deformación plástica. Los materiales dúctiles típicamente exhiben una sustancial deformación plástica, con alta absorción de energía antes de la fractura. Por otro lado, hay una pequeña deformación plástica y una baja absorción de energía en la fractura frágil. La ductilidad puede ser cuantificada en términos de elongación porcentual y reducción de área porcentual, y es función de la temperatura del material, la velocidad de carga y estado de tensiones. Cualquier proceso de fractura involucra dos etapas, iniciación de la fisura y su propagación como respuesta a las tensiones impuestas. El tipo de fractura es altamente dependiente de los mecanismos de propagación de la fisura. La fractura dúctil esta caracterizada por una gran deformación plástica en la vecindad de la punta de fisura.. Además, el proceso se lleva a cabo relativamente lento a medida que la fisura se extiende. Así se dice que la fisura es estable. Esto significa que se resiste a cualquier propagación a menos que haya un incremento en las tensiones aplicadas. Además generalmente se apreciara un incremento grosero en la deformación en sus superficies de fractura. Por otro lado para la fractura frágil, la fisura se puede propagar extremadamente rápido (300 a 2000 m/s) con muy poca deformación plástica. Tales fisuras se llaman inestables y su propagación, una vez comenzada, continuará espontáneamente sin un incremento en las tensiones aplicadas. Se aclara que tambien pueden existir inestabilidades dúctiles. La fractura dúctil es casi preferible por dos razones. Primero, la fractura frágil ocurre repentina y catastróficamente sin ninguna advertencia, consecuencia de la espontánea y rápida propagación de la fisura. Por otro lado, en la fractura dúctil la presencia de deformación plástica da aviso que la fractura será inminente, permitiendo que se tomen medidas preventivas.


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La segunda, es que se requiere mayor energía para inducir la fractura dúctil por lo que los materiales dúctiles son generalmente mas tenaces. Bajo la acción de una tensión de tracción, la mayoría de los metales son dúctiles, mientras que los cerámicos son notablemente frágiles. FRACTURA FRÁGIL.

A) Características generales. La fractura frágil es una particularidad de los materiales que tienen estructura cristalina cúbica de cuerpo centrado (BCC) y hexagonal. Estos materiales tienen suficiente ductilidad alrededor de la temperatura ambiente, pero se vuelven frágiles como un vidrio o un cerámico a bajas temperaturas. Este fenómeno se llama fractura frágil. Muchos ejemplos de este tipo de fracturas se han reportado desde hace mucho tiempo, quizás el más antiguo, es el de una barra de acero Bessemer que se quebró bajo una pequeña carga de impacto en el invierno de 1879. Son famosos la fractura de puentes soldados en Europa entre 1936 a 1938 . Durante la Segunda Guerra mundial, se pudieron observar cerca de mil soldaduras de barcos de transporte, fuera de combate, y diecinueve de ellas repentinamente partiéndolos en mitades (ver Fig.1). Los cascos fueron construidos de acero que poseía una adecuada ductilidad en ensayos de tracción a temperatura ambiente. Las fracturas frágiles se produjeron a temperaturas relativamente bajas con respecto a la temperatura ambiente, a aproximadamente 4°C, en la vecindad de la temperatura de transición del acero. Cada fisura de la fractura se origino en algún punto de concentración de tensiones, probablemente en alguna forma angular o de esquina o en algún defecto de fabricación, propagándose luego alrededor de todo el casco del barco.

Fig. 1


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La superficie de fractura frágil esta caracterizada por dos tipos de marcas llamadas “V-Shaped chevron” ( Fig. 2) y “river patterns” (ver Fig.3).

Fig.2: Marcas de V chevron caracteristicas

Fig. 3: Patrones tipo “river patterns” característicos de la fractura frágil

La dirección de movimiento de la fisura es aproximadamente perpendicular a la dirección de las tensiones aplicadas y da una superficie de fractura relativamente plana. Para la mayoría de los materiales cristalinos frágiles, la propagación de la fisura corresponde a sucesivas y repetidas roturas de los enlaces atómicos a lo largo de planos cristalinos específicos. A este proceso se lo conoce con el nombre de Clivaje. Este tipo de fractura se dice que es transgranular debido a que las fisuras atraviezan los granos. Macroscópicamente, la superficie de fractura tiene una textura granular o facetada (FIG. 4) como el resultado de cambios en la orientación de los planos de clivaje de un grano a otro. Esta característica es más evidente en una micrografía electrónica de barrido (FIG. 5).


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Fig.4: Fractura Fragil característica de un acero de bajo % de carbono En algunas aleaciones, la propagación de la fisura se da a lo largo de los bordes de grano, esta fractura se denomina intergranular. La FIG. 5-b es una micrografía electrónica de barrido que muestra una típica fractura intergranular, en la cual se puede observar la naturaleza tridimensional de los granos. Este tipo de fractura normalmente se produce luego de algún proceso que debilita o fragiliza la región de bordes de grano.

a) Transgranular b) Intergranular

Fig. 5: Fractografías de barrido electrónico mostrando una superficie de fractura

transgranular e intergranular.


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La fractura frágil ha ocurrido en gran cantidad de estructuras soldadas tales como barcos, puentes, recipientes a presión y tuberías. Como resultado de la investigación detallada de la causa y medidas prventivas de la fractura fragil, se encontró que las siguientes tres condiciones deben presentarse simultaneamente: 1. La existencia de un concentrador de tensiones 2. La existencia de tensiones de tracción 3. Falta de tenacidad de la entalla ( baja temperatura). Entallas que originan la fractura frágil pueden ser defectos de soldaduras tales como fisuras, falta de penetración socavados, y solapes, etc

B) Trasición Dúctil- Frágil Un acero con bajo % de carbono tiene fractura dúctil alrededor de la temperatura ambiente, pero se vuelve frágil a mas bajas temperaturas. La energía de impacto, también llamada tenacidad de la entalla , se usa para evaluar cuantitativamente esta transición. Los ensayos de Charpy (el más común) y el de Izod fueron diseñados y son aun utilizados para medir la energía de impacto. Para la técnica de Charpy V, la probeta tiene una sección cuadrada, con una entalla maquinada ( FIG. 6) .

Fig. 6

La máquina para hacer este ensayo se muestra en la fig 6. La carga es aplicada como un impacto de un martillo pendular con una cierta masa cuando se libera


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desde una posición fijada a una altura “h”. La probeta a ensayar se posiciona en la base como se muestra. Cuando el péndulo es liberado, un borde en forma de cuña, golpea (con alta velocidad de impacto) y fractura la probeta en la entalla, la cual actúa como un punto de concentración de tensiones. El péndulo continua su recorrido alcanzando una altura máxima “h’ ”, la que es menor que “h”. La energía de absorción, computada de la diferencia entre h y h’, es una medida de la energía de impacto. La energía de Charpy V, vE se calcula usando la siguiente ecuación.

Donde W: peso del martillo; R: longitud entre el centro de rotación del martillo y el borde de la cuchilla, α: ángulo de la posición de anclaje del péndulo β: ángulo al final del recorrido del martillo. En un ensayo de Charpy el tamaño y forma de la probeta tanto como la configuración de la entalla y su profundidad son fijas, pero si las cambiaramos los resultados del ensayo variarian. La determinación del factor de intensidad de tensiones en mecánica de Fractura, y el ensayo de impacto determinan las propiedades a la fractura del material. El primero es de naturaleza cuantitativa, dado que se determina una propiedad específica del material ( por ejemplo Kic). Los resultados del ensayo de impacto, por otro lado, es cualitativo y no tienen aplicación en propósitos de diseño. Las energías de impacto tienen importancia en un sentido relativo y solamente para realizar comparaciones; los valores absolutos son de poca significación. Se han realizado intentos para correlacionar tenacidad a la fractura en estado plano de deformaciones con las energías de impacto de Charpy V. El ensayo de tenacidad no es tan simple de ejecutar como el ensayo de impacto, además, el equipamiento y las probetas de ensayo son más caras. La fig. 7 muestra la relación entre la energía de impacto Charpy V con la temperatura.

Fig.7: relación entre temperatura y energía Charpy V

A altas temperaturas la energía de Charpy V es relativamente alta, correlacionándose con el modo de fractura dúctil. Cuando se observa una fractura 100% fibrosa la energía se llama “upper shelf energy”. A medida que la temperatura

vE = W.R (h-h’) = W . R (cosα - cosβ)


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desciende, la energía absorbida cae relativamente rápido en un rango de temperaturas estrecho. A menores temperaturas la energía absorbida tiene un valor pequeño y aproximadamente constante. Esta zona corresponde a la fractura frágil. Esta curva es llamada curva de transición dúctil- frágil. Alternativamente, la apariencia de la superficie de fractura es indicativa de la naturaleza de la fractura. Para fractura dúctil, esta superficie aparece fibrosa ; contrariamente una superficie totalmente frágil tiene una textura granular (o carácter clivaje) . Entre la transición dúctil- frágil existen las características de ambos tipos . Frecuentemente el porcentaje de fractura de cizalladura es graficado en función de la temperatura como se muestra en la figura 8.

Fig.8: Dependencia de la temperatura del porcentaje de fractura de decizalladura. Para muchas aleaciones hay un rango de temperaturas donde se produce la transición dúctil- frágil; esto presenta alguna dificultad en especificar una sola temperatura de transición dúctil- frágil. No ha sido explicitado un criterio, y entonces esta temperatura es comúnmente definida como la temperatura a la cual la energía de Charpy V cae a la mitad de la energía superior (llamada temperatura de energía de transición, vT e), Otras formas de definirla es cuando la fractura es del 50% dúctil (llamada Temperatura de transición de la superficie de fractura VTS ) o cuando la energía es de 20 Joules. Estos criterios para definir la temperatura tiene aproximadamente los mismos valores. Cuando ejecutamos un ensayo de fractura frágil usando grandes probetas la temperatura de transición es mayor con entallas más marcadas, espesores mayores, la tensión residual es más grande y la velocidad de carga es más alta. Esto significa que la fractura frágil se produce fácilmente. No todas las aleaciones muestran una transición dúctil- frágil. Aquellos que tiene estructuras cúbicas de caras centradas (Fcc) (incluyendo aleaciones de Al y Cu) permanecen dúctiles aún a extremadamente bajas temperaturas. Sin embargo, aleaciones cubicas centradas en el cuerpo y hexagonales alto empaquetamiento experimentan esta transición . La mayoría de los cerámicos también experimentan una transición dúctil- frágil auque la transición ocurre solamente a elevadas temperaturas, comúnmente por encima de los 1000 º C.

C) Tenacidad a la fractura. El término tenacidad a la fractura significa, en un sentido amplio, la resistencia característica a la fractura de una probeta entallada. En un sentido más acotado, sin embargo, esto significa energía absorbida cuando nosotros ejecutamos un ensayo


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de impacto Charpy V. En algunos casos esto es evaluado por la temperatura de transición. En Charpy V a mayor energía absorbida (a la menor temperatura de transición posible), la tenacidad del material será mayor. El factor que afecta la tenacidad de entalla de un acero de bajo carbono y un acero de baja aleación son composición química, microestructura, tamaño de grano, grado de trabajado en frío y envejecimiento.

C- 1. La composición Química: La tenacidad de la entalla puede ser incrementada bajando el contenido de carbono e incrementando el contenido de Mn. El contenido de C tiene una decidida influencia en el comportamiento de la energía de Charpy V versus la temperatura de un acero como se muestra en la figura 9. Los elementos que incrementan la tenacidad de entalla son: Ni, Al y Ti. además, del Mn. Por el contrario, C, P, y S decrecen la tenacidad de entalla. El Si menor que 0,2% es efectivo para la tenacidad de entalla pero este se vuelve peligroso cuando el contenido es mayor del 0,2%. El Cu y el Cr mayores que 0,5%, son perjudiciales . los elementos tales como: O y N son en general perjudiciales. Nitruros finamente dispersados tales como AlN y TiN también afectan.

Fig.9: Influencia del contenido de carbono sobre la relación entre la energía de Charpy V y temperatura del acero.

C- 2 .Tratamientos Térmicos y microestructuras. La tenacidad de entalla es mayor cuando se normaliza una pieza rolada. El acero templado y revenido tiene una tenacidad de entalla, superior debido a que se desarrolla una martensita revenida de bajo C. En aceros de bajo C menores que 0,18 % de C, la tenacidad de entalla disminuye debido a :la bainita inferior, martensita, ferrita + perlita y bainita superior.

C- 3. Tamaño de grano y temperatura de rolado:


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Disminuyendo el tamaño de grano promedio de un acero da una disminución de la temperatura de transición como se muestra en la figura 10. Para disminuir el tamaño de grano, es necesario una temperatura de rolado más baja y agregar elementos tales como Al y Ti en un acero.

Fig.10: Relación entre la temperatura de transición y el tamaño de grano.

C- 4. Trabajado en Frío y Envejecimiento. En un acero de bajo C, la tenacidad de entalla algunas veces disminuye debido al trabajado en frío y subsecuente envejecimiento como se muestra en la figura 11.

Fig.11: Influencia del envejecimiento por deformación sobre la tenacidad de la

entalla. C- 5. Influencia de soldaduras.

La zona afectada por el calor (ZAC) de la soldadura tiene características diferentes de tenacidad de entalla que las del metal base, debido a varias clases de microestructuras que se desarrollan en la ZAC. La Figura 12 muestra esquemáticamente la distribución de energía de Charpy V en la ZAC.


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Fig.12 . Representación esquemática de la distribución de energía de Charpy V

El área calentada por debajo de que la temperatura de A01 ( temperatura eutectoide, alrededor de 720 ºC) se vuelve frágil debido al envejecimiento de templado. Esta fragilidad es más marcada en un acero efervecente en el cual no es suficiente la desoxidación, pero menor en un acero calmado. El área calentada entre A01 y A03 (transformacion hierro α ⇔ γ) se vuelve frágil, debido a que la perlita cambia parcialmente a austenita y se desarrolla con alto contenido de C durante el enfriamiento, Zona que es calentada por encima de 1200 ºC se vuelve frágil debido al crecimiento del tamaño de grano. Esta fragilización se hace más remarcable con el incremento del calor aportado en la soldadura como se muestra en la Fig. 13. Este fenómeno es afectado por el crecimiento del tamaño de grano y el desarrollo de bainita superior debido a la disminución de la velocidad de enfriamiento.

Fig.13. Relación entre la temperatura de transición de fractura y el calor aportado por soldadura

C- 6. Prevención de la fractura frágil. Las tres condiciones anteriormente mencionadas al final del 1-1-A son necesarias simultáneamente para que ocurra la fractura frágil.


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Por ello, se puede prevenir la fractura frágil eliminando al menos una de esas condiciones. En primer término , es necesario reducir discontinuidades geométricas en la estructura, fisuras y defectos de soldaduras, tales como falta de penetración, socavados y distorsiones angulares poniendo atención al diseño y ejecución de las soldaduras. El próximo paso sería aliviar tensiones como un medio efectivo para la prevención de la fractura frágil dado que las tensiones residuales debido a la soldadura incrementa la temperatura de transición. Además es necesario para su utilización, seleccionar apropiadamente los materiales considerando las tensiones de diseño y temperatura ambiente de trabajo. Los factores que afectan las fracturas frágiles son: material, espesores, tipo de estructura, condiciones de tensiones, temperatura de trabajo entre otras. Recientemente, la mecánica de fractura ha sido aplicada para prevenir la fractura frágil dando buenos resultados.


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2- FATIGA:

A Características generales: La fatiga es una forma de fractura que se produce en estructuras sujetas a tensiones dinámicas y fluctuantes (ej. Puentes, aviones y componentes de máquinas). Bajo estas circunstancias es posible que la fractura se produzca a niveles de tensiones considerablemente bajas. El término fatiga es usado debido a que este tipo de fractura normalmente se produce después de un período de tensiones repetitivas o cíclicas. Se estima que la fatiga comprende aproximadamente un 90% de todas las fracturas metálicas, siendo de tipo catastrófiaca y ocurriendo rapidamente sin aviso. Los cerámicos son también susceptibles a este tipo de fractura. La fractura por fatiga es semejante en naturaleza a la fractura frágil aún en metales normalmente dúctiles en los que hay muy poco, o ninguna deformación plástica asociada con la fractura. Las etapas del proceso son la iniciación y propagación de fisuras. Generalmente la superficie de fractura es perpendicular a la dirección de las tensiones de tracción aplicadas. Se han experimentado muchos ejemplos de fractura por fatiga. Quizá, el primero realmente apareció en 1829, el famoso cohete de George Stephenson en Inglaterra. A mediados del S. XIX la frecuencia de uso de locomotoras se incrementó y los accidentes de descarrilamiento comenzaron a incrementarse debido a la rotura de los ejes. Muchos estudios fueron llevados a cabo para mejorar el diseño de los componentes sometidos a cargas repetitivas. Otro accidente registrado es el del Commet el cual fue el primer avión de pasajeros comerciales desarrollado en Inglaterra puesto en servicio en 1952. Al principio este servicio fue bueno, pero uno de ellos se quebró en el aire en mayo de 1953 y nuevamente en enero y abril de 1954 sucesivamente. Después de la examinación del accidente se concluyó que esto se debía a fracturas por fatiga debido a la presurización de las cabinas. El tercero, es el del Boeing 747 SR, JAL Vuelo N 123 el cual se estrelló en agosto de 1985, en donde 520 pasajeros murieron y 4 pasajeros sobrevivieron milagrosamente. Este accidente es muy importante desde el punto de vista de ensayos no destructivos, debido a que no se conocía que las fisuras por fatiga se fueron propagando en una pared hermética para presurizar y excedieron la longitud de fisura crítica y finalmente el avión se estrelló. A. Whoeler llevó a cabo experimentos sistemáticos sobre lo así llamado fatiga durante 1852 y 1870. El introdujo la curva S- N (Tensión- Número de Ciclos) (llamadas curvas de Whoeler) , lo cual representa una de las características básicas de fatiga (ver figura 14 ).Estas curvas dan la relación entre la amplitud de las tensiones cíclicas y un número de ciclos para su rotura.


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Fig.14: Ejemplo de curvas de S-N para un acero

B- Tensiones cíclicas Las tensiones aplicadas pueden ser de naturaleza: axial (tensión- compresión) , flexionales (flexión) o torsionales. En general son posibles tres modos diferentes de fluctuaciones tensión-tiempo, representados esquematicamente en la Fig 15. La figura 15 -a muestra que la amplitud es simétrica a un nivel de tensiones promedio 0, por ej., alternando desde una tensión máxima de tracción (σ max) a una tensión de compresión (σ min) de igual magnitud; esto se llama ciclo de reversión completo. Otro tipo llamado ciclo de tensiones repetitivas se ilustra en la figura 15B. El máximo y el mínimo son asimétricos relativo al nivel de tensiones 0. Finalmente, el nivel de tensiones puede variar al azar en amplitud y frecuencia como se ejemplifica en la figura 15C. En la figura 15B también se indica que son varios los parámetros usados para caracterizar los ciclos de tensiones fluctuantes. La tensión amplitud media σm esta definida como el promedio de las tensiones máximas y mínimas en el ciclo y dadas por la siguiente ecuación: σm = (σmax +σmin) / 2 Además, el rango de tensiones, σ r , es sólo la diferencia entre σmax y σmin dado por la ecuación:

σr = σmax - σmin

La tensión amplitud σa es solamente la mitad de este rango de tensiones y dado por la ecuación:

σa = (σmax -σmin) / 2 Finalmente la relación de tensiones R es la relación entre la amplitud de las tensiones mínima y máxima, dada por:

R = σmin /σmax


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Por convención las tensiones de tracción son positivas y las de compresión son negativas. Por ejemplo para un ciclo de inversión completa, el valor de R es -1.

a) Ciclos de tensiones de inversión total.

b) Ciclos de tensiones repetitivas.

c) Ciclos de tensiones al azar.

Fig.15: Tipos de ciclos de tensiones por fatiga

C -La curva S-N o de Whoeler. Las propiedades de la fatiga de los materiales pueden ser determinadas a partir de ensayos de simulación en el laboratorio. El equipo de ensayo debería ser diseñado para duplicar tanto como sea posible, las condiciones de servicio (nivel de tensiones, frecuencia de tiempo, patrón de tensiones, etc.) Las series de ensayos se comienzan sometiendo a la pieza a ensayar a tensiones cíclicas con una amplitud de las tensiones máximas relativamente altas, usualmente en el orden de dos tercios de la tensión de tracción estática, contándose el numero de ciclos a la rotura.. Este procedimiento se repite en otras probetas disminuyendo progresivamente la amplitud de las tensiones máximas. Se grafican


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los datos como tensión versus el logaritmo del número de ciclos a la rotura para cada una de las probetas. Los valores de S se toman normalmente como amplitud de tensiones. Los dos tipos del comportamiento observados en la relación S-N, son representados en la Fig. 16.

a) material que muestra un límite de fatiga.

b) Material que no muestra un límite de fatiga

Fig.16: Dos tipos de curvas S-N En estos gráficos se indican las magnitudes de tensiones más altas, y el menor número de ciclos que el material es capaz de soportar antes de su fractura. Para algunas aleaciones ferrosas y de titanio, las curvas de Whoeler mostrada en la fig. 16 (a) se hace horizontal para altos valores de N, o hay un límite de nivel de tensiones, llamado límite de fatiga, debajo del cual la fractura por fatiga no ocurre. Este límite de fatiga representa el mayor valor de tensiones fluctuantes que no causará fractura para teoricamente un número infinito de ciclos. Para muchos aceros, los límites de fatiga están entre el 35 y 60% de la tensión de tracción. La mayoría de las aleaciones no ferrosas ( por ejemplo aluminio, cobre, magnesio) no presentan un límite de fatiga, la curva S-N continúa su tendencia descendente a grandes valores de N como se muestra en la Fig. 16(b). Acá se producirá indefectiblemente la fractura por fatiga sin considerar la magnitud de las tensiones. Para estos materiales se especifica la tensión de fatiga, la cual esta definida como


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el nivel de tensiones que producirá fractura en algún determinado número de ciclos ( por ejemplo 107 ciclos). Esto también se ve en la Fig. 17 (b). Otro parámetro importante que caracteriza el comportamiento a la fatiga de los materiales es la vida a la fatiga Nr , definido como el número de ciclos para causar fractura a un nivel especificado de tensiones, como también se indica en la Fig.16 (b). Desafortunadamente existe una dispersión considerable en los datos de fatiga, esto es, una variación en los valores medidos de N para un número de probetas ensayadas en los mismos niveles de tensiones. Esto puede guiar a incertidumbres en el diseño cuando se consideran vida a la fatiga y/o limite de fatiga. La dispersión de los resultados es consecuencia de la sensibilidad de la fatiga al número de ensayos y parámetros del material, imposibles de controlar precisamente. Estos parámetros incluyen fabricación de la pieza de ensayo, preparación de la superficie, variables metalúrgicas, alineación de las probetas en el equipo de ensayo, tensiones a las que esta sujeta, y frecuencia del ensayo. Se han desarrollado algunas técnicas estadísticas usadas específicamente en vida a la fatiga y límite de fatiga en términos de probabilidades. El comportamiento a la fatiga representado en la Fig. 16 se puede clasificar dentro de dos dominios. Uno esta asociado con cargas relativamente altas que producen no sólo deformación elástica sino también deformación plástica durante cada ciclo.. Consecuentemente, las vidas a la fatiga son relativamente cortas; este dominio es llamado fatiga de bajos ciclos y se produce a valores menores que 104 105 ciclos. Para niveles de tensiones menores en las cuales sólo hay deformación totalmente elásticas, se obtienen vidas mas prolongadas.. Esto se llama fatiga de altos ciclos en los cuales se requiere mayor número de ciclos para que se produzca la fatiga. La fatiga de altos ciclos esta asociada con vida a la fatiga mayores a 104 105 ciclos.

D- Iniciación y propagación de fisura. El proceso de fractura por fatiga esta caracterizado por tres etapas distintivas: 1. Iniciación de fisura, donde se forma una pequeña fisura en lugares con alta

concentración de tensiones. 2. Propagación de fisura, durante la cual la fisura avanza incrementalmente con

cada ciclo de tensiones. 3. Fractura final, la que ocurre muy rápidamente una vez que la fisura en avance

ha alcanzado un tamaño crítico 8 o excesiva deformación plástica). Así la vida a la fractura o el número total de ciclos para la fractura, se puede tomar como la suma de los ciclos requeridos para la iniciación Ni más los de propagación Np:

Nr = Ni + Np La contribución de la etapa de fractura final es insignificante ya que ella se produce muy rápidamente. Las proporciones relativas a la vida total de Ni y Np ,dependen del material en particular y de las condiciones de ensayo. A niveles bajos de tensiones ( por ejemplo para fatiga de altos ciclos), una gran fracción de la vida a la fatiga se utiliza en la iniciación de la fisura. Cuando se incrementan los niveles de tensiones, Ni disminuye y las fisuras se forman más rápidamente. Así para fatiga de bajo ciclos ( alto nivel de tensiones), la etapa de propagación es predominante ( por ejemplo Np>Ni). Las fisuras asociadas con la fractura por fatiga casi siempre se inician ( o nuclean) sobre la superficie de la pieza en algún punto de concentración de tensiones.


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Los sitios de nucleación de fisuras incluyen rayaduras, filetes de maquinado, rugosidades, filetes, dentados, etc.. Además las cargas cíclicas pueden producir discontinuidades superficiales microscópicas resultado del deslizamiento de dislocaciones las cuales también pueden actuar como concentradores de tensiones, y ser iniciadores de fisuras. Una vez que una fisura estable ha nucleado, comenzara a propagar inicialmente muy despacio y, en metales policristalinos, a lo largo de planos cristalinos con altas tensiones de corte. A esto algunas veces se la llama etapa I de propagación como se muestra en la Fig. 17.

Fig. 17: Representación esquemática que muestra las Etapas I y II de la

propagación de fisuras por fatiga en metales policristalinos Esta etapa puede constituir una fracción grande o pequeña del total de la vida a la fatiga dependiendo del nivel de tensiones y naturaleza de la pieza en ensayo. Altas tensiones y la presencia de entallas favorece una duración de la etapa I corta. En la etapa I en metales policristalinos, las fisuras se extienden a través de sólo algunos granos. La superficie de fatiga que se forma en esta etapa tiene una apariencia plana y sin características. Una segunda etapa de propagación ( etapa II) comienza mientras que la velocidad de propagación de la fisura aumente pronunciadamente. Además , en este punto hay también un cambio en la dirección de propagación siendo globalmente perpendicular a las tensiones aplicadas ( ver Fig. 17). Durante esta etapa de propagación, el crecimiento de la fisura se produce por un proceso repetitivo de redondeo y afinado de la punta de la fisura, mecanismo que se ilustra en la fig. 18. Al comienzo del ciclo de tensiones ( carga cero), la punta de la fisura tiene la forma de una entalla doble ( Fig. 18 (a) . A medida que la tensión de tracción se aplica Fig. 18 (b) , se produce una deformación localizada de las puntas de las entallas a lo largo de planos de deslizamiento que están orientados en un ángulo a 45º relativos al plano de la fisura. Con el incremento del ancho de la fisura, la punta avanza continuamente por una deformación por corte, tomando una forma redondeada Fig. 18(c) . Durante la compresión, la dirección de la deformación por corte se invierte ( Fig. 19(d) hasta que, cuando culmina el ciclo, se ha formado una nueva punta con doble entalla Fig. 18(e) . Así la punta de la fisura ha avanzado la


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distancia de una entalla durante el transcurso de un ciclo completo. Este proceso se repite con cada ciclo, hasta que se alcance eventualmente algún tamaño de fisura crítico lo cual Precipitará la etapa del final y fracturará catastróficamente.

Fig. 18: Ilustración esquemática de los mecanismos de propagación de fisuras ( etapa II)

a) Carga cero. b) Carga de tracción pequeña c) Carga de tracción máxima d) Carga compresiva pequeña e) Carga compresiva máxima f) Carga de tracción pequeña La región de la superficie de fractura formada en la etapa II de propagación puede ser caracterizada por dos tipos de marcas llamadas marcas de playas y estriaciones . Ambas indican la posición de la punta de la fisura en algún momento y aparecen como anillos concéntricos que se expanden a partir del punto o puntos de iniciación, frecuentemente dando un patrón circular o semicircular. Las marcas de playas, son de dimensiones macroscópicas ( Fig. 19) y se pueden observar a simple vista. Estas marcas se encuentran en componentes que han experimentado interrupciones durante la etapa II de propagación, como por ejemplo una máquina que ha interrumpido el trabajo por cambio de operario. Cada banda de marca de playa representa un período de tiempo durante el cual la fisura ha crecido. Por otro lado, las estriaciones de fatiga son de tamaño microscópico y solo observadas con SEM. La fig. 20 muestra sus características. Se piensa que cada estriación representa la distancia de avance del frente de fisura durante un ciclo de carga simple. El ancho de las estrías depende y se incrementa con el aumento del rango de Tensiones. Otro ejemplo de estriación se muestra en la FIG. 21 en la cual la amplitud de las tensiones máximas ha cambiado. La apariencia de la estrías cambia con el cambio de la amplitud de tensiones.


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Fig.19: Playas

Fig.20: Estrías


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Fig. 21.Estricciones de fatiga cuando se cambia la amplitud de tensiones

Se debe enfatizar que aunque las marcas de playas y estrías, que son características de la superficie de fractura por fatiga, tienen apariencia similar, ellas son diferentes en cuanto a su origen y tamaño. Puede haber miles de estrías dentro de una sola marca de playa. Frecuentemente, la causa de la fractura por fatiga se puede deducir después del examen de las superficies de fractura. La presencia de marcas de playas y/o estrías sobre la superficie de fractura confirma que la causa ha sido por fatiga, no obstante, la ausencia de una o de ambas marcas no excluye a la fatiga como causa de la fractura. Cuando la fractura se produce rápidamente, no aparecerán marcas de playas y estrías. Además , la fractura puede ser dúctil o frágil; cuando hay evidencias de deformación plástica se tomara como dúctil y en su ausencia como fractura frágil.

E- Factores que afectan la vida a la fatiga. 1. Tensiones medias La dependencia de la vida a la fatiga con respecto a la amplitud de tensiones se representa en el gráfico S-N. Acá se toman para tensiones medias constantes σm, frecuentemente para una situación de ciclos de inversión completa (σm = 0 ). Sin embargo, las tensiones medias, también afectaran la vida a la fatiga, cuya influencia puede ser representada por una serie de curvas S-N, medidas a diferentes σm lo que se muestra esquemáticamente en la Fig. 22. El incremento del nivel de tensiones medias conduce a un decremento en la vida a la fatiga.


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Fig.22: Influencia de las tensiones medias sobre la fatiga.

2. Efectos de la superficie. Para muchas situaciones de cargas, las máximas tensiones en un componente o estructura se producen en su superficie. Consecuentemente, la mayoría de las fisuras que llevan a la fractura por fatiga , se originan en la superficie., específicamente en lugares de concentración de tensiones. Por esto se ha observado que la vida a la fatiga es especialmente sensible a las condiciones y configuración de la superficie de los componentes. Numerosos factores influyen sobre la resistencia a la fatiga y el manejo ingenieril apropiado guiará a un mejoramiento en la vida a la fatiga. Esto incluye tanto los criterios de diseño, como así también los tratamientos superficiales. 3. Factores de diseño .El diseño de un componente puede tener una influencia significativa en sus características a la fatiga. Cualquier entalla o discontinuidad puede actuar como un concentrador de tensiones y luego sitio de origen de fisuras. Estas características de diseño incluyen acanaladuras, agujeros , filetes, etc. La forma de la discontinuidad (por ejemplo el tamaño del radio de curvatura) actuará como un mayor o menor concentrador de tensiones. La probabilidad de fractura por fatiga puede ser reducida evitando (siempre que sea posible), estas irregularidades, o haciendo modificaciones de diseño en donde los contornos cambian abruptamente de tal forma que, las esquinas sean eliminadas, suavizando sus radios de curvatura, por ej. un cambio en el díametro. (Ver fig. 23).


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a) diseño pobre b) buen diseño

Fig.23: Demostración de cómo el diseño puede reducir la amplificación de tensiones.

4.) Tratamientos superficiales. Durante las operaciones de maquinado, pequeños rayones y entallas se introducen invariablemente en la superficie de la pieza por acción de las herramientas de corte. Estas marcas pueden limitar la vida a la fatiga. Se ha observado que mejorando la terminación superficial por pulido se alcanza un incremento significativo en la vida a la fatiga. Uno de los métodos más efectivos de incrementar el rendimiento a la fatiga es introduciendo tensiones de compresión residuales en una fina capa externa de la superficie. Así las tensiones de tracción superficiales de origen externo serán parcialmente contrarrestadas y reducidas por las tensiones residuales de compresión. El efecto neto es que se reduce la probabilidad de la formación de fisuras y por lo tanto la fractura por fatiga. Las tensiones residuales compresivas son comúnmente introducidas, en metales dúctiles, mecánicamente por deformación plástica localizada en la región superficial. Comercialmente, esto se lleva a cabo a través de un método llamado “shot peening”. Partículas duras ( shot) y pequeñas con diámetros en el rango de 0,1 a 1,0 mm son proyectadas a alta velocidad sobre la superficie a tratar. El resultado de la deformación induce tensiones compresivas a una profundidad entre un cuarto a la mitad del diámetro de las partículas. Endurecimiento en caja Esta es una técnica por la cual se alcanza el endurecimiento de la superficie y la vida a la fatiga en aleaciones de acero. Esto se lleva a cabo por un proceso de carburación o nitruración por medio de la exposición del componente a una atmósfera carburante o nitrurante a elevada temperatura. La capa externa es enriquecida en carbono o nitrógeno a través de un proceso de difusión atómica a partir de una fase gaseosa. La capa superficial es normalmente del orden de un milímetro en profundidad y es más dura que el interior del material. El mejoramiento de las propiedades de fatiga provienen del incremento de la dureza de la capa superficial , además de las deseadas tensiones residuales compresivas del proceso de carburación y de nitruración.

F - Efectos ambientales Los factores ambientales tales como: térmicos y corrosivos pueden también afectar el comportamiento a la fatiga de los materiales. La fatiga térmica se produce normalmente a elevadas temperaturas por tensiones térmicas fluctuantes; no siendo necesrio la presencia de tensiones mecánicas externas .


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El origen de estas tensiones térmicas es la restricción a la expansión dimensional y/o contracción que debería ocurrir normalmente en una estructura con variaciones de temperatura. La magnitud de una tensión térmica desarrollada por un cambio de temperatura ∆T depende del: coeficiente de expansión térmico y del módulo de elasticidad de acuerdo a :

σ = αE.∆T Es claro que las tensiones térmicas no se originarán si no hay restricción mecánica, por lo tanto, una forma obvia de prevenir este tipo de fatiga es eliminar, o al menos reducir, la fuente de restricción, permitiendo así los cambios dimensionales con las variaciones de la temperatura, o elegir un material con propiedades físicas apropiadas. Cuando la fractura se debe a la acción simultanea de tensiones cíclicas y ataque químico se llama fatiga por corrosión. Los ambientes corrosivos tienen una influencia negativa y producen vidas de fatiga cortas. Aún el ambiente atmosférico normal afectará el comportamiento a la fatiga de algunos materiales. Pequeñas picaduras (pit) pueden formarse como resultado de reacciones químicas entre el medio ambiente y el material, los cuales sirven como puntos de concentración de tensiones y por lo tanto como sitios para la nucleación de fisuras. Además, la velocidad de propagación de fisuras se aumenta como el resultado de un ambiente corrosivo. La naturaleza de los ciclos de tensiones también influenciará el comportamiento a la fatiga; por ej. bajando la frecuencia de aplicación de carga llevará a períodos más largos durante el cual la fisura abierta esta en contacto con el medio ambiente y la vida a la fatiga se reducirá. Existen varias formas de prevenir la fatiga por corrosión. Por un lado, se pueden tomar medidas para reducir la velocidad de corrosión por alguna de las técnicas, por ejemplo aplicar revestimientos superficiales protectores, seleccionar un material con mayor resistencia a la corrosión, y reducir la acción corrosiva del medio ambiente. Otra prevención debería ser acciones para minimizar la probabilidad de la fractura por fatiga normal, como se describió anteriormente, por ejemplo reducir los niveles de tensión de tracción aplicados e imponer tensiones comprensivas residuales sobre la superficie de la pieza.


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3- CREEP Se llama Creep a la relación entre la deformación permanente y el tiempo que sufren los materiales que están en servicio a elevadas temperaturas y expuestos a tensiones mecánicas estáticas (por ejemplo rotores de turbinas en motores y generadores de vapor que experimentan tensiones centrífugas, y líneas de vapor de alta presión). El creep es normalmente un fenómeno indeseable y frecuentemente un factor limitante en el tiempo de vida de una pieza. Se observa en todo tipo de materiales; en metales esto se vuelve importante para altas temperaturas que están alrededor del 0,4 Tm (Tm: temperatura de fusión absoluta).

A- Generalidades al comportamiento al Creep Un ensayo de Creep típico consiste en someter a la pieza a una carga constante o tensión mientras se mantiene la temperatura constante; se mide la deformación y se grafica en función del tiempo transcurrido. La mayoría de los ensayos son del tipo carga constante, lo cual da información de naturaleza ingenieril . Se emplean ensayos a tensión constante para proveer un mejor entendimiento de los mecanismos del Creep. La figura 24 es una representación esquemática del comportamiento del Creep de metales sometidos a carga constante.

Fig.24: Curva de Creep típica a tensión constante y elevada temperatura Cuando se aplica la carga hay una deformación instantánea, como se muestra en la figura , la cual es mayormente elástica. El resultado de la curva de Creep da tres regiones, cada una de las cuales tiene sus propias características distintivas en la relación tensión - tiempo. La primer etapa llamada Creep primario, esta tipificada por una disminución continua de la velocidad de Creep, esto es, la pendiente de la curva disminuye con el tiempo. Esto sugiere que el material esta experimentando un incremento en la resistencia al Creep o endurecimiento por deformación haciéndose más difícil que el material sea deformado.


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En el Creep secundario, algunas veces llamado estado estacionario, la velocidad es constante, esto corresponde a un gráfico lineal , y es frecuentemente la etapa de Creep de mayor duración. El mantenimiento constante de la velocidad de Creep se explica sobre la base de un balance entre los procesos competitivos de endurecimiento por deformación y recuperación, siendo esta última el proceso por el cual un material se ablanda y mantiene su capacidad para experimentar deformación. Finalmente, para el Creep terciario, hay una aceleración de la velocidad y por último fractura. Esta fractura es frecuentemente llamada ruptura y es el resultado de cambios microestructurales y/o metalúrgicos, por ejemplo, separación de borde de grano, y formación de fisuras internas, cavidades y voids. También, para la carga de tracción se puede formar un cuello en algún punto dentro de la región de deformación. Todo esto lleva a un decremento en el área transversal efectiva y un incremento en la velocidad de deformación. Para materiales metálicos la mayoría de los ensayos de Creep son llevados a cabo con tensión uniaxial utilizando una probeta que tiene la misma geometría que aquellos utilizados en los ensayos de tracción . Por otro lado, los ensayos de compresión uniaxial son más apropiados para materiales frágiles; esto provee mejores mediciones de las propiedades intrínsecas de Creep debido a que no hay amplificación de tensiones y propagación de fisuras como en cargas de tensión. Las probetas para ensayos de compresión son en general cilindros o paralelepípedos que tiene una relación longitud/ diámetro en el rango de 2 a 4. Para la mayoría de los materiales las propiedades de Creep son virtualmente independientes de la dirección de carga. Posiblemente el parámetro más importante obtenido de un ensayo de Creep es la pendiente de la porción secundaria de la curva de Creep ( En la Figura 25 ∆ε/ ∆t ); a esto se lo llama velocidad mínima o velocidad de Creep del estado estacionario. Este es el parámetro de diseño ingenieril que es considerado para aplicaciones de larga vida tales como componentes de plantas de energía nuclear que son programadas para operar durante varias décadas y cuando la fractura o demasiada deformación no esta permitida. Por otro lado, para situaciones de Creep de vida relativamente corta (por ej. Alabes de turbinas en aviones militares y boquillas de motores de cohetes) el tiempo de vida a la rotura t es la consideración de diseño dominantes lo que es indicado en la figura 24. Por supuesto, para su determinación los ensayos de Creep deben ser llevados a cabo hasta el punto de fractura lo que se denomina ensayos de Creep a la rotura. Así un conocimiento de estas características de Creep de una aleación de un material en el diseño ingenieril nos dan su apropiada aplicación en un caso específico.

B- Efectos de las tensiones y temperatura Las características del Creep son afectadas por la temperatura y los niveles de tensiones aplicadas (figura 25) . A una temperatura sustancialmente menor que 0,4 Tm y después de la deformación inicial, la deformación es virtualmente independiente del tiempo.


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Fig.25: Influencia de las tensiones y temperatura sobre el comportamiento al Creep Con el incremento de las tensiones o temperatura, se notará lo siguiente: 1. La deformación instantánea en el momento de aplicar las tensiones se

incrementa. 2. La velocidad del estado estacionario se incrementa 3. El tiempo de vida a la rotura disminuye. Los resultados de los ensayos de Creep a la rotura son comúnmente presentados como el logaritmo de las tensiones versus el logaritmo del tiempo de vida de rotura. La Figura 26 muestra una aleación de Ni en la cual se puede ver una relación lineal para cada temperatura. Para algunas aleaciones y por encimas de grandes tensiones relativas se observa no linealidad en estas curvas .

Fig.26: Relación entre tensiones y tiempo de vida a la rotura Se han desarrollado relaciones empíricas en las cuales la velocidad del Creep del estado estacionario se muestra como una función de las tensiones y temperatura. La ecuación siguiente muestra su dependencia con las tensiones

εs = K1 σn

Donde K1 y n son constantes del material . Un gráfico del logaritmo de εs versus el logaritmo de σ da una línea recta con pendiente n , esto se muestra en la Figura 27 para una aleación de Ni y para tres temperaturas. Ahora, cuando se incluye la influencia de la temperatura

εs = K2 σn.exp(-Qc/RT) donde K2 y Qc (energía de activación* Creep), son constantes.


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Fig.27. Logaritmo de tensiones vs logaritmo de la velocidad de Creep del estado

estacionario Han sido propuestos varios mecanismos teóricos para explicar el comportamiento al Creep para varios materiales; estos mecanismos involucran la difusión de vacancias inducidas por tensión, difusión en borde de grano, movimiento de dislocaciones, y deslizamiento de bordes de grano. Cada uno guía a diferentes valores del exponente de tensiones n en la ecuación anterior. A sido posible dilucidar mecanismos de Creep para materiales particulares comparando sus valores experimentales de n con valores predichos por varios mecanismos. Además, se han hecho correlaciones entre la energía de activación por Creep Qc y la energía de activación por difusión Qd . Hay una necesidad creciente en la obtención de datos de Creep ingenieriles que es poco practico de conseguir en laboratorio, especialmente para exposiciones prolongadas ( del orden de años). Una solución a este problema es ejecutar ensayos de Creep o Creep a la rotura a temperaturas que exceden las requeridas, por cortos períodos de tiempo, y a niveles de tensiones comparables, y extrapolar adecuadamente estos valores a las condiciones de servicio. Un procedimiento de extrapolación comúnmente utilizado emplea el parámetro de Larson-Miller, definido en la siguiente ecuación: T(C+log tr) Donde C es una constante ( usualmente en el orden de 20) para T en ºK y “t” tiempo de vida a la rotura en horas. El tiempo de vida a la rotura para un material dado, medido en un nivel de tensiones específico variará con la temperatura de tal forma que este parámetro permanezca constante, o los datos se pueden graficar como el logaritmo de las tensiones versus el paramento de Larson-Miller como se muestra en la fig. 28.


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Fig.28: Relación entre las tensiones y el parámetro de Larson-Miller

Usando el parámetro de Larson-Miller para un acero S-590 mostrado en la Fig. 28, predice el tiempo a la rotura para un componente sometido a una tensión de 140 MPa a 1073 ºK. , A 140 MPa el valor del parámetro de Larson-Miller es de 24.0x 103 K.h, por lo tanto: 24.0x 103 0 T(20+log tr) = 1073 (20 + Log tr) lo que da un tiempo de: tr = 233 horas -Aleaciones para alta temperatura. Existen varios factores que afectan las características de Creep de los metales. Estos incluyen temperatura de fusión, módulo elástico, y el tamaño de grano. En general, lo que mejora la resistencia al Creep para que un material es el mayor punto de fusión posible, el mayor modulo elástico y el tamaño de grano mas grande. Los aceros inoxidables, los metales refractarios y las superaleaciones son resistentes al Creep y comúnmente empleados en aplicaciones a alta temperatura. La resistencia al Creep en aleaciones de cobalto y níquel se alcanza por soluciones sólidas, y también por la adición de una fase dispersa virtualmente insoluble en la matriz. Además se han utilizado técnicas de procesado avanzadas una de las cuales es la solidificación direccional que produce granos altamente orientados o componentes monocristalinos como se muestra en la Fig. 29. Otra técnica es la solidificación unidireccional controlada con composiciones de las aleaciones específicamente diseñadas en donde se producen compuestos con dos fase.


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a) Fundición convencional b) Grano columnar c) Monocristal

Fig.29: Tres tipos diferentes de álabes de turbinas.

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