Analisis de Fractura en un Hierro Nodular Austemperizado

INSTITUTO TECNOLOGICO DE SALTILLO

INGENIERIA EN MATERIALES ANALISIS DE FALLAS

Proyecto Integrador

PRESENTA Luis Guillermo Váldes García Luis Hernán Rodríguez Riojas Carlos A. Sánchez Moreno Karim Humberto Rodríguez Rocamontes Luis Antonio Tea Ramírez

Índice 1.

Introducción .............................................................................................................. 3

2.

Marco Teórico ........................................................................................................... 5 2.1 Análisis de Fallas ................................................................................................... 5 2.1.1 Ensayo de fatiga .............................................................................................. 5 2.2 Modos de fractura. ................................................................................................. 7 2.2.1 Dimples. ............................................................................................................ 8 2.2.2 Clivaje. .............................................................................................................. 8 2.2.3 Fractura Intergranular...................................................................................... 9 2.2.4 Fractura Por Fatiga. ....................................................................................... 10 2.2.5 Fracturas dúctiles. ......................................................................................... 12 2.2.6 Fracturas frágiles. .......................................................................................... 12 2.3 Fundiciones de Hierro.......................................................................................... 13 2.3.1 Clasificación de los hierros .............................................................................. 13 2.3.2 Hierro Nodular ................................................................................................... 15 2.3.3 Manganeso como inoculante ........................................................................... 15 2.3.4. Hierro Nodular Austemperizado ...................................................................... 17 2.4 ¿Es Posible Evitar la Fatiga de un Material? ...................................................... 19

3.

Desarrollo Experimental ......................................................................................... 21 3.1 Caracterización del Material ................................................................................ 21 3.1.1 Microscopía Óptica ........................................................................................ 21 3.1.2 Analisis Quimico y microestrucutural. ......................................................... 22 3.1.3 Prueba de Dureza........................................................................................... 22

4.

Análisis y Discusión de Resultados ...................................................................... 23 4.1 Analisis por MIcroscopio Electronico de Barrido (MEB) ................................... 23 4.2 Análisis químico por Espectroscopia de Emisión por Chispa .......................... 29 4.3 Medición de Dureza .............................................................................................. 31 4.4 Análisis de Vida de Fatiga ................................................................................... 32

5.

Conclusiones .......................................................................................................... 32

6. Referencias Bibliográficas ........................................................................................ 33

1. Introducción La determinación de las causas de la ruptura de un componente en servicio, es gracias al análisis que se le da. Comienza con una observación visual o de bajos aumentos (por medio del microscopio óptico) con las características microscópicas de la superficie del material fracturado, de la cual se obtienen los primeros indicios acerca de las causas de la nucleación de grietas, mecanismo y dirección de propagación como también la magnitud de las cargas que actúan sobre la pieza. Posteriormente se continua con un análisis de mayores aumentos mediante un microscopio electrónico de barrido (MEB) o de transmisión (MET), permitiendo finalmente la caracterización del proceso de propagación de la fractura, identificando así fases características como lo son: clivaje, dimples, fracturas transgranulares e intergranulares, morfología de los límites de grano, estrías por fatiga y superficies de corrosión bajo tensión. Esencialmente, a nivel microscópico una fractura se puede presentar por formación y coalescencia de micro vacío (fractura dúctil) o por clivaje (fractura frágil); mientras que un agrietamiento se puede producir por fatiga, corrosión- esfuerzo. Tanto una fractura como un agrietamiento pueden ser transgranulares o intergranular. Una fractura por fatiga es el resultado de la reparación de ciclos de carga. Esta ocurre en tres etapas: iniciación, propagación estable y propagación inestable de grietas. Una grieta por fatiga se inicia y crece como resultado de una deformación plástica cíclica local. La deformación plástica es causada por deslizamiento entre planos atómicos adyacentes, usualmente debido a una concentración de esfuerzo. Las grietas de fatiga se inician en sitios heterogéneos de nucleación en el material donde ellos preexisten (asociados con inclusiones, poros de gases o puntos blandos en la microestructura) o generados por el proceso de deformación cíclica. Una secuencia razonable de eventos que pueden ser involucrados son: se produce un deslizamiento como resultado de una deformación plástica local, se generan bandas de deslizamiento de deformación altamente localizada, aparecen intrusiones y extrusiones en la superficie las cuales penetran a lo largo de las bandas de deslizamiento persistentes hasta formar discontinuidades agudas; a cierto punto, se presenta una microrrotura, de esta forma se desarrolla una grieta. Una vez que una grieta se inicia, esta crece por un mecanismo similar. En la zona de crecimiento estable de una grieta se puede observar marcas de playa, marcas radiales y estrías por fatiga. Las marcas de playa se forman por cambio de circunstancias en el proceso de agrietamiento, por ejemplo, por cambio de carga o ambiente. Las marcas radiales son el resultado de un recrecimiento en planos de nivel ligeramente diferente en la etapa de iniciación. Las estrías de fatiga se forman por el deslizamiento alterno en el frente de grieta; midiendo la distancia entre ellas se puede estimar el crecimiento de una grieta. Finalmente es necesario tener en cuenta que, aunque las técnicas para identificar la fractura son muy válidas en todo el análisis de fallas, no siempre son suficientes

para determinar las causas de fractura, y deben complementarse con otros métodos de análisis. Con este trabajo se pretende utilizar los conocimientos adquiridos en clase, que nos ayudaran a dar solución a problemas que se presentan día a día en la industria.

2. Marco Teórico 2.1 Análisis de Fallas Localizar el origen de la fractura es un objetivo primordial de fractografía y es vital para el análisis exitoso de las fallas. La iniciación de la fractura y propagación producen ciertas marcas características en la cara de la fractura, como las marcas ríos, líneas radiales, chevron o marcas de playa, que indican la dirección del crecimiento de la grieta. La aparición de estas marcas en la cara de la fractura es una función del tipo de carga, por ejemplo, tensión, de cizalla, flexión, fatiga, o de torsión; la naturaleza del sistema de esfuerzos; su magnitud y orientación; la presencia de concentradores de tensiones; y factores ambientales. El examen macroscópico es la primera interpretación de la fractura. La secuencia usual para el examen de los componentes fracturados es el siguiente:   

Examinar visualmente todo el componente para obtener una comprensión global del componente y la importancia de la zona fracturada. Determinar el origen del fallo mediante el análisis de la fractura desde su punto o puntos de partida. Examinar las secciones transversales metalográficas para detectar cualquier característica micro estructural que haya promovido o causado la iniciación de la fractura, y determinar si la propagación de grietas fue favorecida por cualquier constituyente micro estructural.

2.1.1 Ensayo de fatiga Es aquel en el que la pieza está sometida a esfuerzos variables en magnitud y sentido, que se repiten con cierta frecuencia. El 90% de las piezas que se rompen en servicio fallan debido a la fatiga. Se ha empleado un sistema de análisis de fatiga y diseño, conocido como vida a fatiga o curva S-N, caracterizándose por ser la tensión alterna el parámetro principal de la vida a fatiga y por darse bajo condiciones de fatiga a alto número de ciclos. Durante el ensayo se somete a la pieza a tensiones alternas hasta el fallo de la misma, definiéndose la tensión alterna como la mitad de la diferencia entre la tensión máxima y mínima aplicadas durante un ciclo (ecuación 1).

Ecuación 1

Se considera que las tensiones de compresión son negativas y las de tracción positivas por convención. En la siguiente figura se muestra el significado de estos valores.

Figura 1 grafica de tensiones máximas y mínimas a cargas cíclicas

Otro aspecto importante en cuanto a fatiga es su carácter fuertemente aleatorio. Debido a la falta de homogeneidad en las características microestructurales, sucede que la velocidad a la que ocurre el crecimiento y, sobre todo, la iniciación de la grieta puede variar considerablemente dando lugar a resultados con una dispersión importante. Es por esta razón por la que se realiza un tratamiento estadístico de la curva S-N, a fin de obtener una expresión que aproxime el comportamiento a fatiga del material a una recta en escala logarítmica. 

6 a 12 muestras para obtener datos preliminares.  12 a 24 muestras para permitir diseños fiables a partir de los resultados. Fases de rotura por fatiga.   

Nucleación. Propagación Rotura por fatiga.

Figura 2 Etapas de Fatiga

La rotura tiene su origen en pequeños defectos o concentradores de tensión. Cada uno de los ciclos produce un avance del frente de grieta hasta que la sección remanente no es capaz de soportar la carga estática. El inicio y la propagación de la grieta dependen fuertemente de las características resistentes del material, de su estructura cristalina y del tratamiento a que se somete en su proceso de fabricación. El colapso por fatiga, en su inicio, es un fenómeno superficial y su avance depende del nivel de tensión aplicado

2.2 Modos de fractura. Alguna fractura en aleaciones de ingeniería puede ocurrir por diferentes mecanismos ya sea un transgranulares (a través de los granos) o una ruta de fractura intergranular (a lo largo de los límites de grano). Sin embargo, independientemente de la trayectoria de la fractura, hay esencialmente sólo cuatro modos de fractura principales: Dimples, Clivaje, fatiga y rotura descohesiva. Cada uno de estos modos tiene un aspecto superficial características de fractura y un mecanismo o mecanismos por los cuales la fractura se propaga. Las características de la superficie de fractura y algunos de los mecanismos asociados a los modos de fractura serán presentados. La mayoría de los mecanismos propuestos explican los diferentes modos de fractura, a menudo se basan en las interacciones de dislocación y deslizamientos complejos con relaciones cristalográficas.

2.2.1 Dimples. La fractotenacidad de un material está relacionada con su capacidad de deformar plásticamente y absorber energía durante el proceso de fractura por el mecanismo de deslizamiento de dislocaciones. Esta deformación plástica puede variar con cada microestructura y estado de tensiones, pero en todos los casos presenta una superficie de fractura fácilmente reconocible mediante las técnicas fractograficas modernas. Ópticamente se caracteriza por una superficie más bien opaca, y observada a mayores aumentos en un microscopio electrónico, está caracterizada por pequeñas depresiones o cavidades(dimples) que son la resultante de la coalescencia de micro cavidades iniciadas alrededor de inclusiones, partículas o discontinuidades que originan una concentración de tensiones van aumento local de la deformación plástica. Durante el proceso de deformación las microcavidades existentes crecen bajo las tensiones existentes en el extremo de la fisura. Finalmente, las paredes o ligamentos que separan estas microcavidades se rompen, resultando una superficie de fractura con depresiones semiesféricas o semi-elipsoidales denominadas simplemente “cavidades”. El tamaño de la depresión en una superficie de fractura se rige por el número y la distribución de los micro huecos que son nucleados. Cuando los sitios de nucleación son pocos y muy espaciados, los microhuecos crecen hasta un tamaño grande antes de que se unan, y el resultado es una superficie de fractura que contiene grandes hoyuelos. Los hoyuelos pequeños se forman cuando se activan numerosos sitios de nucleación y se unen microhuecos adyacentes (se aglutinan) antes de que tengan la oportunidad de crecer a un tamaño más grande.

2.2.2 Clivaje. El clivaje es el mecanismo responsable de la mayoría de las roturas rápidas. Se produce por la separación de planos cristalográficos bien definidos, característicos de cada estructura. Por ejemplo en la mayoría de los metales cúbicos de cuerpo centrado los planos de clivaje son de la familia {100}. En materiales policristalino las superficies de fractura originadas por clivaje están constituidas por facetas planas, cada una de ellas correspondiente a una familia de planos de clivaje de los granos cristalinos. La alta reflectividad óptica de estas facetas es la que caracteriza macroscópicamente una fractura frágil. La presencia de clivaje no indica necesariamente una alta fragilidad del material. Algunos materiales dúctiles pueden presentar superficies de clivaje bajo solicitaciones de tracción. Las condiciones necesarias para una rotura por clivaje dependen del material particular y del tipo de carga. En general puede ocurrir clivaje bajo altas tensiones triaxiales, altas velocidades de deformación, y por supuesto a temperaturas por debajo de la transición dúctil-frágil. Desde el punto de vista cristalográfico, y dado que la separación se produce según planos cristalográficos, debería esperarse una superficie con facetas totalmente planas como resultado de una fractura por clivaje. Pero las distintas imperfecciones cristalinas, precipitados, bordes de grano, influyen sobre la propagación de una

fisura por clivaje y alteran entonces la regularidad de las facetas. Resulta así una superficie característica con rasgos fractograficas fácilmente identificable en una micrografía electrónica. Una rotura por clivaje avanza por medio de la propagación simultánea de fisuras sobre planos paralelos entre sí, correspondientes a una misma familia cristalográfica. Cuando estas fisuras se superponen o se acercan suficientemente, se unen a través de un escalón, a medida que se propaga la fisura los escalones se unen para formar escalones más pronunciados. Observado en el microscopio electrónico, el conjunto se asemeja al de los ríos de una cuenca, y por ello se denominan “ríos de clivaje” (river patterns). Un conjunto de ríos dentro de un grano cristalino corresponde entonces a los escalones entre planos de clivaje pertenecientes a una misma familia cristalográfica. Estos escalones son normalmente planos de clivaje secundario y su altura está relacionada con el ángulo que forma el eje de tracción con los planos de clivaje del grano considerado. Cuando la fisura alcanza otro grano cristalino, cambia la geometría de los nuevos ríos. En el caso de un borde de bajo ángulo, los escalones pueden continuar en el segundo grano. Pero si la desorientación es mayor, normalmente se forman escalones nuevos. Los ríos de clivaje pueden también originarse en dislocaciones de hélice. En estos casos la altura del escalón aumenta a medida que se propaga la fisura. La formación de escalones se debe entonces a uno o más de los siguientes factores:   

Intersección del plano principal de clivaje con dislocaciones de hélice. Fisuración secundaria. Deformación y estrechamiento entre dos ramificaciones de la fisura principal.

2.2.3 Fractura Intergranular. Macroscópicamente la fractura intergranular se presenta como una superficie brillante, pero con un brillo menor que la fractura por clivaje. La fragilización intergranular de un metal puede ocurrir como resultado de un conjunto de procesos que afectan directamente el límite de grano y que convierte a estas zonas en la zona más débil de toda la estructura cristalina. En estos casos la fisura se nuclea y se propaga rápidamente a lo largo de las superficies intergranulares. En una micrografía electrónica, la morfología de las superficies de fractura resultantes es fácilmente identificable por el aspecto facetado que revela las formas exteriores de los granos cristalinos. De acuerdo a la morfología específica de la superficie de los granos, se pueden distinguir dos casos típicos. Cuando la fractura se produce por descohesión de los granos cristalinos y la superficie de grano es totalmente lisa sin evidencias de deformación plástica, se trata de una fractura intergranular frágil. Es el caso típico de fragilización por hidrógeno, o por segregación de un producto frágil que fractura sin dejar marcas propias. Las superficies de grano son totalmente lisas salvo alguna

inclusión o precipitado grueso, sin rastros de otros productos que puedan asociarse con el proceso de fractura. En otros casos la superficie de fractura muestra evidencias de un mecanismo de nucleación y crecimiento de microcavidades asociados a una precipitación intergranular, dando lugar a la formación de pequeñas microcavidades que cubren la superficie del grano. Este modo de fractura se denomina fractura intergranular dúctil. Existen muchos materiales en los que la fractura está asociada a precipitación intergranular. En ellos la fragilización por precipitación en borde de grano depende de diversos factores microestructurales, tamaño de grano, forma y distribución de precipitados, características de la interfase. A mayor densidad de precipitación, menor es el tamaño y profundidad de las microcavidades.

2.2.4 Fractura Por Fatiga. La fractura originada por una tensión cíclica es una falla común en componentes estructurales. El avance de una fisura por este proceso, denominado fatiga, deja normalmente marcas concéntricas centradas respecto del punto de iniciación de la rotura, fácilmente reconocibles en una micrografía de bajos aumentos. Una observación a mayores aumentos en el microscopio electrónico de barrido, muestra conjuntos de líneas paralelas que se denominan estrías de fatiga. Estas estrías se observan tanto en probetas de laboratorio como en componentes fallados en servicio. Las técnicas fractográficas permiten analizar las características principales de las estrías en metales FCC, BCC y HCP, y en polímeros amorfos. Una fractura por fatiga se presenta cuando un material está sometido a esfuerzos o cargas cíclicas Se conoce que las fallas por fatiga se presentan de la siguiente manera: ETAPA 1: Es la fase donde se producen los primeros cambios microestructurales, con alta densidad de dislocaciones y formación de micro grietas. ETAPA 2: Se inician las microgrietas y la formación de fisuras con tamaños similares al tamaño de grano del material, con tendencia a la propagación total de las grietas. ETAPA 3: Se produce la propagación inestable, provocando la fractura o fallo final de la pieza. En general, las fallas por fatiga proceder de la siguiente manera:     

Deformación plástica cíclica antes de la iniciación de grietas Iniciación de micro fisuras. (Estado 1) La propagación de micro fisuras. (Estado 1) Propagación de macro fisuras. (Estado 2) La ruptura final. (Estado 3)

Las características de la fractura pueden ser de una frágil o una dúctil, que estarán definidas por La resistencia, ductilidad y tenacidad del material, así como las condiciones de temperatura y medio ambiente. Una fractura por fatiga no presenta encuellamiento y es perpendicular al esfuerzo aplicado, como una frágil, con la diferencia de que esta comienza con una parte creciendo por los esfuerzos cíclicos, pero termina por la sobrecarga al material, presentándose una fractura de un solo paso. La característica más distintiva de fallos por fatiga son las marcas de playa que se presentan en la parte de crecimiento cíclico de la fractura. 2.2.4.1 Aspectos microscópicos de una superficie de fractura por fatiga. Las estrías de fatiga pueden presentar distintas formas, según el medio en el cual se propagó la fisura. Las estrías de tipo frágil son las que se observan en medios agresivos, y en cambio en medios inertes las estrías son de tipo dúctil. Las estrías se forman como resultado de la distribución de tensiones en el extremo de la fisura. En el caso de polímeros no existe restricción cristalográfica para la deformación, y la formación de estrías está determinada por las tensiones existentes. En el caso de materiales cristalinos existe una restricción en cuanto a los posibles planos de deslizamiento, y entonces se forman estrías solamente cuando el sistema de deslizamiento está convenientemente orientado respecto de las tensiones actuantes. Si el grano cristalino está orientado desfavorablemente, las estrías no aparecen o están poco definidas. A partir de la observación de las estrías de fatiga se puede obtener valiosa información sobre los parámetros que caracterizan la propagación de la fisura. En primer lugar, como cada estría representa la posición del frente de la fisura en cada etapa de la fractura, interés a conocer la relación entre la velocidad de propagación con alguna magnitud que represente el estado de tensiones en el extremo de la fisura. Para cargas constantes el espaciado entre estrías aumenta con la longitud de la fisura. De la misma manera, existe una relación directa entre el espaciado entre estrías y la amplitud de la carga. Estrías características de una superficie de fractura por fatiga. Cada estría representa la posición del frente de la fisura en cada etapa de la fractura. Para cargas constantes el espaciado entre estrías aumenta con la longitud de la fisura. De la misma manera, existe una relación directa entre el espaciado entre estrías y la amplitud de la carga. M = 1600 x. Dado que el factor de intensidad de tensiones (K) que caracteriza el estado de tensiones en el extremo de la fisura, depende de la tensión y de la extensión de la fisura, es de esperar una dependencia directa entre la velocidad de propagación y la máxima variación de tensiones durante cada ciclo de fatiga. Experimentalmente se encontró un acuerdo razonable entre las velocidades de propagación medidas macroscópicamente y las velocidades microscópicas determinadas a partir del espaciado entre estrías. También está establecido que el espaciado entre estrías depende del valor máximo del factor de intensidad de tensiones mencionado. Los efectos de un medio corrosivo sobre el comportamiento de los materiales frente a la fatiga son conocidos desde hace varias décadas. El efecto de un medio agresivo es más apreciable al comienzo del proceso, cuando el factor de intensidad K es más

bien bajo. Las velocidades locales de propagación aumentan apreciablemente, hecho de suma importancia pues una parte apreciable de la vida útil de un componente corresponde a estas primeras etapas. En las últimas etapas de la propagación de una fisura, correspondientes a altos factores de intensidad K, son los factores mecánicos los que dominan el proceso, y los efectos del medio agresivo son aquí mínimos. Es necesario tener en cuenta que algunas características de una superficie de fractura pueden confundirse con estrías de fatiga. Pueden existir ondulaciones debidas a una gran deformación plástica (ripples) que a primera vista parecen estrías, o también si la tensión cíclica aplicada tiene una componente de compresión, se suelen observar marcas de frotamiento [1,3]. Éstas ciertamente indican un mecanismo cíclico, pero no corresponden a estrías de fatiga. El objeto de esta breve nota ha sido entonces mostrar cómo el análisis de la superficie a mayores aumentos, como los que proporciona el microscopio electrónico de barrido, permite la caracterización del proceso microscópico de propagación de la fisura, y es por lo tanto una valiosa contribución al problema complejo de un análisis de fallas. 2.2.5 Fracturas dúctiles. Fallas dúctiles se producen a través de un mecanismo conocido como coalescencia de micro grietas. Las micro grietas están nucleadas en una discontinuidad de la red. Por ejemplo, límites de grano, subgranos, partículas de una segunda fase, y las inclusiones. En una fractura típica dúctil, precipitados finos, generalmente inclusiones, por lo general pueden ser observados en casi la mitad de los hoyuelos. Como sabemos, la fractura dúctil que normalmente se conoce como dimple. Las Fracturas dúctiles presentan ciertas características:   

Una cantidad relativamente grande de la deformación plástica precede a la fractura. La sección transversal de la fractura es generalmente reducida por encuellamiento. El crecimiento de la grieta es lento.

2.2.6 Fracturas frágiles. Fracturas frágiles son promovidas por bajas temperaturas servicio, alta velocidades de deformación, y la presencia de concentradores de esfuerzos. Están influenciadas por factores tales como la velocidad de deformación, el esfuerzo aplicado, la composición, microestructura, tamaño de grano, y el tamaño de la muestra.

Fracturas frágiles se caracterizan por lo siguiente:     

Deformación plástica visible Poco o nada precede a la fractura (Macroscópicamente). La fractura es generalmente plana y perpendicular a la superficie del componente. Las grietas crecen rápidamente, a menudo son acompañadas de un fuerte ruido. Clivaje transgranular (Microscópicamente). Separación intergranular.

2.3 Fundiciones de Hierro Las fundiciones de hierro, contienen más carbono del necesario para saturar la austenita a temperatura eutéctica y por lo tanto contienen entre 2 y 6,67%. Como el alto contenido de carbono tiende a hacer muy frágil al hierro fundido, la mayoría del material fabricado contiene entre 2,5 y 4% de C (1,4). Aparte contiene diferentes cantidades de Si, Mn, P, S y trazas de elementos tales como Ti, Sb y Sn. Se puede obtener una amplia variación en cuanto a las propiedades variando las cantidades y proporciones de carbono y silicio; así como, la adición de elementos aleantes, y mediante la modificación de la fundición, la solidificación y el tratamiento térmico

2.3.1 Clasificación de los hierros Anteriormente los hierros fundidos se clasificaban según el tipo de fractura y por su color, pero hoy en día teniendo un mayor conocimiento sobre cada una de las fases y las propiedades del hierro, el mejor método es clasificándolos de acuerdo a su estructura metalográfica. Las variables a considerar son: el contenido de carbono, los elementos aleantes, las impurezas, la velocidad de enfriamiento y el tratamiento térmico. Estas variables controlan la condición y forma del carbono en la estructura. El carbono se puede presentar en forma libre (grafito) o combinada con el hierro (cementita). La forma y distribución del carbono influirá grandemente en las propiedades físicas de la fundición. Por lo mencionado anteriormente se presenta una clasificación de los hierros mencionando brevemente cada una de ellas (1-2): - Fundición blanca. Las fundiciones blancas no contienen grafito libre, en cambio

todo el carbono se presenta combinado como Fe3C. Sus características son: o Excepcional dureza y resistencia a la abrasión o Gran rigidez y fragilidad o Pobre resistencia al impacto

o Dificultad para lograr uniformidad microestructural en piezas - Fundición Gris. Es la que más se utiliza en la industria. Su estructura está formada por una matriz metálica conteniendo grafito precipitado en forma de láminas de diversos tamaños y grosores o formas variadas (ver figura 2.2) como rosetas, etc. Las principales características de las fundiciones grises son: o Excelente colabilidad o Buena resistencia al desgaste o Excelente respuesta a los tratamientos térmicos de endurecimiento superficial o Baja resistencia mecánica. - Fundición Maleable. Las piezas se cuelan en fundición blanca subsecuentemente se les realiza un tratamiento térmico destinado a descomponer la cementita para producir la segregación de nódulos de grafito irregular. Se distinguen dos clases: o Maleable de corazón blanco. Que consiste en un proceso de descarburación acentuado o Maleable de corazón negro: Que pueden tener una matriz ferrítica o perlítica, donde se precipita grafito en forma de nódulos. Las diversas estructuras obtenidas, le otorgan las siguientes características:

que

- Fundición especial. En esta aleación los aleantes se añaden para mejorar determinadas propiedades específicas, como resistencia al desgaste, la corrosión o la temperatura de cada tipo de fundición. El efecto general de todos ellos es el de acelerar o retardar la grafitización, los más comunes son cromo, níquel, cobre, molibdeno y vanadio. - Fundición nodular. Se obtiene mediante la introducción controlada de magnesio, calcio y cerio en el hierro fundido, y bajas proporciones de azufre y fósforo, la característica principal es la precipitación del grafito en forma de nódulos (forma VI en la figura 2.3), en la sección 2.3 se describirá a mayor profundidad. Sus características son comparables a las de un acero: o Excelente ductilidad y elongación o Excelente resistencia a la tracción o Buena colabilidad

2.3.2 Hierro Nodular En años recientes, los fabricantes y usuarios de las fundiciones de Hierro Nodular han observado el uso potencial de este material, como resultado del amplio rango de propiedades mecánicas que ofrecen. Desde su introducción comercial en 1948, las fundiciones de Hierro Nodular han sido una alternativa en cuanto a costo de fabricación con respecto a las Aleaciones con cierta ductilidad, las Fundiciones de Acero, las Piezas Forjadas y otros tipos de materiales. Las fundiciones de Hierro Nodular son empleadas en cada campo de la ingeniería y en cada región geográfica del planeta se les conoce con diferentes nombres, por ejemplo, Hierros Nodulares o Hierros Dúctiles; en este trabajo se hace referencia a estas fundiciones como Hierros Nodulares. 2.3.3 Manganeso como inoculante Como el hierro tratado no contiene prácticamente azufre, todo el manganeso presenta queda libre para ejercer efecto aleante y estabilizar la perlita. Para seguridad de formación de ferrita, bien por enfriamiento lento en el molde o bien por tratamiento térmico posterior, es favorable mantener bajos los valores de manganeso. Salvo que se desee obtener fundiciones totalmente perlíticos, el contenido de manganeso en el hierro base no debería ser mayor del 0,3%. En cualquier caso, no debe haber más del 1%, ya que contenidos elevados dan lugar a formación de carburos los cuales reducen seriamente la ductilidad y tenacidad de la fundición con grafito esferoidal. La fundición nodular es menos densa que el acero y la diferencia de peso entre ellos puede llegar al 10% en el mismo espesor. El contenido de grafito proporciona características de lubricación en engranajes móviles debido a su bajo coeficiente de fricción. Se obtienen a partir del agregado de terceros elementos llamados inoculantes que generan artificialmente núcleos de precipitación en la fundición en estado líquido y permiten que el C precipite como nódulos y no como laminas. El manganeso tiene el efecto de incrementar la cantidad de perlita en la estructura a medida que aumenta su contenido. Contrariamente a otros estudios, no fue encontrada una influencia significativa del contenido de manganeso en el conteo de nódulos. A medida que aumentan los niveles de manganeso se reduce el rango de temperaturas existentes entre el inicio de la formación de ferrita y perlita, aunque ambos valores disminuyen con dicho aumento. Como se explicaba, los Hierros Nodulares se convirtieron en una realidad industrial en 1948 y fueron producto de un tratamiento realizado en la fusión del Hierro Gris, lo que causó que el grafito que estaba presente en forma de hojuelas se transformaran en forma de esferas o Nódulos (Figura 1).

Como se explicaba, los Hierros Nodulares se convirtieron en una realidad industrial en 1948 y fueron producto de un tratamiento realizado en la fusión del Hierro Gris, lo que causó que el grafito que estaba presente en forma de hojuelas, se transformarán en forma de esferas o Nódulos. La forma Nodular del grafito redujo el efecto de agrietamiento cuando el material es sometido a cargas cíclicas, y, por lo tanto, aumentó la resistencia a la fatiga, debido a que las esferas actúan como arrestadores de grietas.

GRAFITO

Fig. 1. Nódulos de Grafito en el Hierro

En lo que respecta a la composición química, los Hierros Nodulares son similares al Hierro Gris, aunque con adiciones especiales de Magnesio y Cerio para provocar la sedimentación del Carbono en forma Nodular y dependiendo de la estructura cristalina existen los siguientes tipos: Hierro Nodular Ferrítico Es una aleación en donde las esferas de grafito se encuentran incrustadas en una matriz de ferrita; se le llama ferrita a una estructura básicamente compuesta por Hierro puro, las propiedades más importantes de esta aleación son: • Alta resistencia al impacto • Moderada conductividad térmica • Alta permeabilidad magnética • En algunas ocasiones, buena resistencia a la corrosión • Buena maquinabilidad Hierro Nodular Perlítico En esta aleación las esferas de grafito se encuentran dentro de una matriz de perlita; la perlita es un agregado fino de ferrita y cementita (carburo de hierro Fe3C), sus propiedades son: • Relativamente duro • Alta resistencia • Buena resistencia al desgaste • Moderada resistencia al impacto • Poca conductividad térmica • Baja permeabilidad magnética

• Buena maquinabilidad Hierro Nodular Perlítico-Ferrítico En esta aleación, las esferas de grafito están mezcladas en una matriz de ferrita y perlita. Esta es la más común de las aleaciones de Hierro Nodular y sus propiedades se encuentran entre las propiedades de una estructura de Hierro Nodular Ferrítico y Hierro Nodular Perlítico, tienen además: • Buena maquinabilidad • Menor costo de fabricación de las aleaciones de Hierro Nodular. Hierro Nodular Martensítico Como producto de fundición, el Hierro Nodular Martensítico es una aleación dura y frágil, por lo tanto, raramente utilizada. Sin embargo, después de un tratamiento térmico de templado (Martensita Templada), la aleación tiene una alta resistencia tanto mecánica como a la corrosión, además de una alta dureza la cual puede tener un rango de 250 HB (Dureza Brinell) a 300 HB. Hierro Nodular Austenítico Estos tipos de aleaciones son ampliamente utilizados por su buena resistencia mecánica, así como por su resistencia tanto a la corrosión como a la oxidación, poseen además, propiedades magnéticas y una alta estabilidad de la resistencia mecánica y dimensionales a elevadas temperaturas. A continuación, en la Tabla 1 se presentan los grados o tipos comerciales de acuerdo a la American Standard of Testing Materials ASTM y las propiedades mecánicas de los diversos tipos de Hierros Nodulares. 2.3.4. Hierro Nodular Austemperizado Esta aleación es la más reciente dentro de la familia de los Hierros Nodulares y representa a un grupo de aleaciones de Hierro que ofrecen una buena combinación de resistencia mecánica, dureza y resistencia al desgaste. Este tipo de aleaciones además, tiene una excelente capacidad de deformación y alta tenacidad, así como buena resistencia al desgaste y resistencia a la fractura, es por ello que estas aleaciones son utilizadas para reducir el peso y el costo en la fabricación de diversos componentes. Las propiedades relevantes de los Hierros Nodulares Austemperizados son obtenidas por medio de un tratamiento térmico (con un control riguroso de la temperatura y el tiempo del tratamiento) y tiene como objetivo desarrollar una matriz con una estructura de bainita con ferrita (60%) y austenita retenida (estructura con alto contenido de carbón).La austenita retenida es térmicamente estable a bajas temperaturas, pero es difícil de maquinar. Sin embargo, bajo condiciones adecuadas de esfuerzos, puede transformarse localmente en martensita (estructura dura y frágil). La ventaja de esta característica hace que los Hierros Nodulares Austemperizados sean utilizados en piezas en las que se desea que la dureza del material aumente conforme se van experimentando tensiones de carga locales, por

ejemplo en flechas o en cojinetes. Además, los esfuerzos superficiales pueden ser puestos deliberadamente en una pieza antes de entrar en servicio, por ejemplo se pueden inducir esfuerzos térmicos superficiales en una pieza, con los que se logra obtener una excelente resistencia al desgaste y a los esfuerzos por fatiga, esto se aplica por ejemplo en la fabricación de dientes de engranes o las superficies de rodamiento de los cigüeñales. Los Hierros Nodulares Austemperizados tienen las siguientes aplicaciones generales: Grado 1400-1100-1 y 1600-1300, son utilizados básicamente para engranes y aplicaciones donde es necesario tener una resistencia al desgaste. Grado 14001100-1, se utilizan en piezas donde se sacrifica un poco la resistencia al desgaste, con el fin de aumentar el límite de ductilidad y tenacidad. En la Tabla 1, se presentan las principales propiedades mecánicas de los Hierros Nodulares Austemperizados, de acuerdo a la norma ASTM Tabla 1 Propiedades mecánicas de los hierros nodulares austemperizados (Norma ASTM A- 897M-90

El Hierro Nodular Austemperizado se obtiene por medio de dos tratamientos térmicos continuos, los cuales se detallan a continuación: Austenitización El tratamiento térmico de austenitización consiste en calentar la aleación dentro de un rango de temperatura entre 815 a 920ºC, con la finalidad de formar estructuras cristalinas de Austenita homogénea. La temperatura elegida para este tratamiento depende de la siguiente etapa del proceso, así como del tipo de estructura final buscada. Una vez que se ha seleccionado la temperatura de austenitización, la temperatura es controlada con una diferencia de +/- 10ºC. Austemperizado Una vez la aleación se ha transformado en Austenita homogénea, se transfiere rápidamente al horno de austemperizado, en donde se utilizan diferentes tipos de baños de sales para mantener la temperatura en un rango de 230 a 400ºC, en este paso se busca la transformación de la Austenita en Bainita (Ausferrita). De acuerdo con las propiedades requeridas de la aleación, es como se selecciona la

temperatura de austemperizado, aquí el control de temperatura y el tiempo del tratamiento térmico es de suma importancia (Figura 9). 2.4 ¿Es Posible Evitar la Fatiga de un Material? Todos los materiales son propensos a fatigarse, de hecho, este fenómeno más que del tipo de material, depende del esfuerzo cíclico al cual está sometido y de otros múltiples factores mencionados anteriormente que influyen en la aparición de las grietas de fatiga, por lo que resulta difícil predecir eventos de esta naturaleza, y mucho más, diseñar y fabricar elementos o piezas mecánicas totalmente seguras contra este tipo de falla. Sin embargo, es posible mejorar la resistencia y durabilidad de los materiales que trabajan en condiciones de fatiga, si se aplican los correctivos necesarios en todas y cada una de las etapas o fases de la vida de la pieza, empezando por un diseño que considere factores como su forma, tamaño y una selección del material basado en una previa verificación de sus propiedades mecánicas, como la resistencia mecánica y una inspección no destructiva del mismo. En este sentido, lo primero a tener en cuenta para utilizar un determinado material es conocer su resistencia a la fatiga bajo determinadas condiciones de carga, este ensayo consiste en tomar una probeta de material y usando una máquina de fatiga, aplicar una determinada carga y esperar el número de ciclos que pasan hasta que se fractura, de esta forma es posible obtener un valor de la resistencia a la fatiga del material. Según datos suministrados por el Laboratorio de Materiales y Procesos de la Universidad Nacional de Colombia, sede Bogotá, este procedimiento puede tardar entre un día y una semana y tener un costo aproximado de 100 a 500 mil pesos por cada probeta utilizada, pues, dado que los valores de resistencia presentan una dispersión importante, es necesario usar varias probetas. Vale señalar, que las primeras pruebas de fatiga de materiales fueron realizadas por August Wöhler en el siglo XIX, quien desarrolló distintas máquinas de ensayo para el estudio del fenómeno, una de las cuales es la probeta rotatoria que actualmente es la base para realizar los ensayos de fatiga de materiales metálicos. Luego de realizar múltiples pruebas, Wöhler concluyó que las fuerzas necesarias para provocar la rotura con cargas dinámicas eran muy inferiores a las necesarias en el caso estático, y también que existe un umbral por debajo del cual las probetas no se rompían, lo que hoy se conoce como límite de fatiga. De hecho, para la mayoría de los metales existe un esfuerzo crítico por debajo del cual, la rotura sólo se produce al cabo de un considerable periodo de tiempo o número de ciclos, dicho esfuerzo crítico es básicamente, el número límite de tensión cíclica hasta el cual el material no se fracturaría. En este sentido, el principal método para presentar los datos del límite de fatiga es la curva de Wöhler, también llamada curva de fatiga o curva S-N (Stress-Number of cicles, por sus siglas en inglés) que representa el número de ciclos que soporta la probeta hasta fracturarse.

Cabe anotar que el límite de fatiga es directamente proporcional a la resistencia a la tracción del material, por ejemplo, para la mayoría de los aceros al carbono se puede considerar como válida la fórmula: límite de fatiga igual al 50 por ciento de la resistencia a la tracción, para las aleaciones de cobre es el 40 por ciento, para las aleaciones ligeras aproximadamente el 32 por ciento, y para las aleaciones ultraligeras el límite de fatiga es igual al 42 por ciento de la resistencia a la tracción.

3. Desarrollo Experimental En esta parte se detalla la metodología experimental empleada para el desarrollo de este trabajo, en el cual se describen la caracterización de la muestra, análisis y equipos utilizados

3.1 Caracterización del Material Con la finalidad de determinar el tipo de hierro (figura 2), se llevó acabo la caracterización de la muestra por microscopia de alto y bajos aumentos y por medio de la microestructura por metalografía realizando una preparación previa, en la figura 3 se muestran los equipos utilizados en la caracterización Microestructural. 3.1.1 Microscopía Óptica lijas de SiC (Fandeli), utilizando del número 80 hasta la 1000 o 2000 dependiendo de la técnica de desbaste. ɥ, .3ɥ y .05 ɥ respectivamente para obtener una superficie con acabado espejo. soluciones de Nital (al 2%) por un tiempo de 5 segundo, sobre la superficie previamente pulida para realizar el análisis de la microestructura. uestras se observó en un microscopio óptico con analizador de imágenes, en campo claro, a distintos aumentos (5x, 10x, 20x, 50x, 100x) con el fin de observar en un amplio rango.

Figura 2 Pieza original

Figura 3. a) cortadora, b) desbastadora, c) pulidora, d) analizador óptico

3.1.2 Analisis Quimico y microestrucutural. Se realizaron dos análisis diferentes para conocer la composición química de nuestra pieza, las cuales fueron una por microscopio electrónico de barrido y la otra por análisis de chispa que se realizó en CINVESTAV. La morfología de la superficie, propagación de la grieta, tipo de fractura y origien de ella, composición quimica hierro se determinó utilizando el Microscopio Electrónico de Barrido (Jeol JSM-5510lv). La composición elemental, se determinó utilizando Rayos X de Energía Dispersiva (EDX), análisis que es una característica integrada del MEB. 3.1.3 Prueba de Dureza La muestra fue sometida a pruebas de dureza evaluadas por medio de un durómetro para obtener los valores de dureza en unidades de la escala Rockwell C (HRC). Las condiciones de las pruebas se muestran en la tabla 2. Tabla 2 Condiciones de la Prueba de Dureza

Escala

Rockwell C

Tipo de Identador

Punta de diamante

Precarga

150 kg

Tiempo de la carga

1 min aprox. Figura 4 Durómetro

4. Análisis y Discusión de Resultados 4.1 Analisis por MIcroscopio Electronico de Barrido (MEB) En el análisis por MEB se realizó un mapeo de un área en la muestra mediante electrones retro dispersados, para tener un análisis semicuantitativo y semicualitativo de los elementos presentes. En la tabla 3 se presenta los datos resultantes obtenidos por este método.

Tabla 3 Porcentaje elemental por MEB Element

Weight%

Atomic%

CK

25.92

38.42

OK

42.45

47.24

Mg K

9.19

6.73

Si K

0.47

0.23

PK

0.42

0.18

SK

0.59

0.27

Cr K

0.46

0.12

Mn K

0.87

0.09

Fe K

17.55

5.56

Ni K

0.42

0.07

Cu K

1.08

0.30

Totals

100.00

Se realizó un análisis Microestructural de la pieza antes de ser caracterizada metalograficamente con el fin de observar el tipo de fractura, la propagación de la misma y donde comenzó a fracturarse.

Figura 5 Vista superior de la pieza por MEB En la figura 5 se puede observar la propagación de la grieta inestable y las estrías típicas por la prueba de fatiga. Otro aspecto que se puede observar fue que sobre la orilla de la pieza no se encontraban marcas tipo muescas lo cual nos da a entender que no fue una fractura por medio de tensión sino de fatiga además de que se puede observar las marcas. Al enfocar en la muestra al centro hacia donde se dirigen las marcas se descubrió que la fractura no solo fue de un tipo sino mixta, ya que al presentar un mayor aumento en el centro la fractura se vuelve dúctil y alejándose del centro frágil. Estable

Propagación inestable

Figura 7 vista inferior de la pieza

Figura 8 Vista en el centro de la pieza a mayores magnificaciones por MEB En la figura 8 se muestra la pieza a mayores magnificaciones donde se observa la presencia de micro huecos, una superficie rugosa y mezcla de mecanismos de ruptura donde se presenta fracturas frágiles y se puede observar como la grieta se propago y al irse propagando hubo un desprendimiento de material dejando una superficie lisa, pero en la parte donde se encuentran ubicados los nódulos se presenta una fractura dúctil, generando una combinación de fracturas por lo que nos genera una fractura mixta en nuestro material

Figure 9 vista de la fractura en el centro de la pieza Al analizar más el centro de la pieza se encontró una estructura dendrítica la cual pudo contribuir al inicio de la grieta y la formación de las dendritas puede deberse al mecanismo de solidificación el cual comienza con la nucleación independiente de austenita y grafito en el líquido, la austenita crece en forma de dendritas y mientras lo hace, choca con nódulos de grafito cubriéndolos. El crecimiento de las dendritas genera la creación de una unidad solidificada que contiene un gran número de nódulos. Análisis microscópico muestra que en el último líquido que solidifica forma un gran número de regiones liquidas aisladas entre los brazos de las dendritas secundarias. Con la presencia de dendritas la propagación de la grieta se generó una combinación de fractura (frágil y dúctil)

Figura 10 Estructura dendrítica a 250 aumentos

Figura 11 Estructura dendrítica a 330 aumentos

De las observaciones metalográficas se se presentó: I Ausencia de estrías Microscópicamente la presencia de estrías sobre la superficie de fractura es evidencia inequívoca de la fatiga, pero no en todo el material ocurre, II Fractura La fractura se generó a través de las dendritas y nódulos del material, dividiéndolos al crecer la grieta. III Conservación de los nódulos Los esferoides de grafito no fueron fragmentados del todo al paso de la grieta, sino que solamente se desprendieron, dejando cavidades con la geometría del nódulo desprendido. IV Agrietamiento secundario Se originó cuando se generaron desprendimiento de material debido a la propagación inestable de la grieta desviando la dirección original de la propagación de la grieta principal. V Fractura por coalescencia de huecos Se observa que existen uniones de huecos (Coalescencia), favorecida por la decohesión de los nódulos. VII Deformación en la zona de avance de grieta Se observó que aumentó la deformación alrededor de los huecos conforme avanzó la grieta. VI Rugosidad de las superficies Se observó que aumentó la rugosidad de la superficie, de acuerdo al sentido de propagación de la grieta.

4.2 Análisis químico por Espectroscopia de Emisión por Chispa Este análisis es de los más confiables y en la tabla 4 se muestran los datos arrojaos por el análisis químico por espectroscopia de emisión por chispa. Tabla 4 Porcentaje elemental por chispa

Los elementos en muy poco porcentaje son despreciables debido a su bajo contenido.

Figura 12 micrografia a 200x después de ser atacada con nital al 2%

Mediante la comparación de las microestructuras obtenidas después del ataque químico de la muestra con micrografías de literatura ya obtenidas, observamos la form nodular del grafito, y la estructura de la matriz la cuál consiste en ausferrita (ferrita bainitica y austenita) principalmente.

FIGURA 13 Microestructura típica de las probetas tratadas a 350ºC, mostrando una mezcla de bainita superior e inferior, a 400X (Ref. 1)

4.3 Medición de Dureza Se obtuvo una serie de mediciones que se pueden observar en la tabla 5 con ayuda de un DURÓMETRO BUEHLER. Se llevaron a cabo una serie de 7 mediciones de dureza sobre la superficie y transversalmente, posteriormente se obtuvo un promedio. Esto se llevó a cabo para verificar que fase presentábamos en nuestro material ya que pudiera ser hiero nodular ferritico, martensititico o bainitico tener evidencia para tener otra evidencia comparativa del Hierro nodular, Tabla 5 Mediciones de dureza por HRC

Medición 1 2 3 4 5 6 7

HRC 43.8 45 44.9 38.8 55.7 51.6 45.4 46.46

De acuerdo con la literatura la dureza obtenida del material concuerda con la de un Hierro Nodular Austemperizado (Norma ASTM A-897M-90) de Grado 1400-1100-1 en el que el rango de Dureza se encuentra entre 388-477 HB. Nuestro promedio de 46 HRC corresponde a 432 HB.

4.4 Análisis de Vida de Fatiga En cuanto a un análisis de la vida de fatiga del hierro nodular ADI a Altos Ciclos de Fractura se obtuvieron los resultados mostrados en la gráfica, utilizando 4 valores teóricos de Factor de concentración de esfuerzos. Y el estudio del límite de fatiga también es mostrado en la siguiente gráfica

5.

Conclusiones

El material que se trabajo es un hierro nodular con tratamiento térmico de austemperizado el cual fracturó por fatiga debido a varios factores: 



Formación de dendritas debido a un mal tratamiento térmico ya que debido a que no exitio un buen control de la velocidad de enfriamiento en el centro de la pieza se formaron dendritas y se obtuvo menor dureza en el centro de la pieza y es demostrado al ver el tipo de fractura que existe al centro de la pieza y retirando del centro de esta. Exceso de Manganeso en la aleación, este tambien puede ser el culpable de la formacion de la estructura dendritica debido a su aplicacion en los hierros como

6. Referencias Bibliográficas [1] Miguel Antonio Acosta Esqueda. EL TRATAMIENTO DE LOS HIERROS NODULARES EN EL MEJORAMIENTO DE LOS MATERIALES EN LA INDUSTRIA AUTOMOTRIZ. Publicación Técnica No. 148. Sanfandila, Qro, 2000. [2] José Cristini. ADI: Obtención de Ausferrita a partir de fundiciones esferoidales y su uso. Faculta de Ingeniería. Universidad de Palermo. [3] José Roberto Benavides Treviño. Estudio De La Solidificación De Un Hierro Nodular. UANL. 2011. Tesis Maestría. [4] Mirco D. Chapetti. High-cycle fatigue of austempered ductile iron (ADI). INTEMA (Institute for Materials Science and Technology), CONICET-University of Mar del Plata, J.B. Justo 4302, Mar del Plata, Argentina. 2006. [5] ASM Handbook Volume 12. Fractography. ASM International. [6] Flores A. I. P., Arce M. E., Atencio de la R. A. M. EL HIERRO NODULAR AUSTEMPERIZADO (A.D.I.) COMO UNA ALTERNATIVA EN REDUCCIÓN DE PESO ESTRUCTURAL. IPN. Escuela Superior de Ingeniería Química e Industrias Extractivas. México 2012. [7] JiwangZhang, NingZhang, Microstructure and mechanical properties of austempered ductile iron with different strength grades. University,Chengdu,China. 2013. [8] Geralf Hütter. Micromechanical modeling of crack propagation in nodular cast iron with competing ductile and cleavage failure. Freiberg, Germany 2014. [9] P.Ratto, V.Fierro. ESTUDIO DE SUPERFICIES DE FRACTURA EN FUNDICION ESFEROIDAL CON DISTINTAS MATRICES. Villa Martelli, Buenos Aires (2001).