ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIEROSbibing.us.es/.../fichero/Proyecto+Fin+de+Carrera_MVC.pdfexperimental, dentro de la cual se englobaría este trabajo. Obtención de la Curva S-N

ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIEROS

DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA MECÁNICA Y DE LOS

MATERIALES DE LA UNIVERSIDAD DE SEVILLA

PROYECTO FIN DE CARRERA

OBTENCIÓN DE LA CURVA S-N EN TORSIÓN

PARA EL ACERO INOXIDABLE AISI-304

TITULACIÓN: Ingeniero Superior Industrial AUTOR: Manuel Vieira Campos

TUTOR: Víctor Chaves Repiso

Obtención de la Curva S-N para el Acero Inoxidable AISI-304

Manuel Vieira Campos

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Escuela Técnica Superior de Ingenieros Universidad de Sevilla

Índice CONTENIDO

Objetivos Del Proyecto ................................................................................... 5

CAPÍTULO 1 .................................................................................................. 7

INTRODUCCIÓN A LA FATIGA EN LOS MATERIALES METÁLICOS .......................... 7

1.1 ANTECEDENTES HISTÓRICOS ............................................................. 8

1.2 EL FENÓMENO DE LA FATIGA EN LOS MATERIALES METÁLICOS ............. 10

1.3 MÉTODO DE LA CURVA S-N ............................................................... 11

1.4 MÉTODO DE LA CURVA -N .............................................................. 14

1.5 MECÁNICA DE LA FRACTURA ............................................................. 20

1.5.1 MECÁNICA DE LA FRACTURA ELÁSTICO-LINEAL .............................. 20

1.5.2 MECÁNICA DE LA FRACTURA MICROESTRUCTURAL .......................... 25

CAPÍTULO 2 ................................................................................................. 31

CARACTERIZACIÓN DEL ACERO INOXIDABLE AISI-304 ..................................... 31

2.1 GEOMETRÍA DE LAS PROBETAS .......................................................... 35

2.2 COMPOSICIÓN QUÍMICA ................................................................... 37

2.3 ENSAYO DE TRACCIÓN ..................................................................... 38

2.4 ENSAYO DE DUREZA HRC (150 Kg) .................................................... 40

2.5 RUGOSIDAD INICIAL ........................................................................ 41

CAPÍTULO 3 ................................................................................................. 42

PREPARACIÓN PREVIA DE LAS PROBETAS ....................................................... 42

3.1 DESBASTE Y PULIDO ........................................................................ 43

3.2 ENSAYO DE RUGOSIDAD ................................................................... 46

3.3 GEOMETRÍA DEFINITIVA ANTES DEL ENSAYO ...................................... 50



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CAPÍTULO 4 ................................................................................................. 52

REALIZACIÓN DE LOS ENSAYOS: FATIGA A TORSIÓN ....................................... 52

4.1 EQUIPO UTILIZADO: MTS 809 ........................................................... 54

4.2 FRECUENCIA Y CARGA DE ENSAYO ..................................................... 58

4.3 ENSAYOS VÁLIDOS........................................................................... 61

4.4 ENSAYOS FALLIDOS ......................................................................... 62

CAPÍTULO 5 ................................................................................................. 67

OBTENCIÓN DE LA CURVA S-N ....................................................................... 67

5.1 PROCEDIMIENTO SEGUIDO PARA LA DETERMINACIÓN DE

LA CURVA S-N ................................................................................. 67

5.2 MÉTODO DE LA MÁXIMA VEROSIMILITUD ............................................ 75

5.3 REPRESENTACIÓN GRÁFICA DE LA CURVA S-N .................................... 76

CAPÍTULO 6 ................................................................................................. 78

RESULTADOS OBTENIDOS ............................................................................. 78

6.1 REPRESENTACIÓN GRÁFICA DE LOS ENSAYOS .................................... 78

6.1.1 PROBETA 1004L .......................................................................... 79

6.1.2 PROBETA 1006L .......................................................................... 79

6.1.3 PROBETA 1007L .......................................................................... 80

6.1.4 PROBETA 1011L .......................................................................... 81

6.1.5 PROBETA 1012L .......................................................................... 81

6.1.6 REPRESENTACIÓN CONJUNTA DE TODOS LOS RESULTADOS ............ 82

6.2 IMÁGENES DE LAS GRIETAS .............................................................. 85

6.2.1 PROBETA 1011L .......................................................................... 86

6.2.2 PROBETA 1004L .......................................................................... 87

6.2.3 PROBETA 1006L .......................................................................... 88



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CAPÍTULO 7 ................................................................................................. 89

CONCLUSIONES ........................................................................................... 89

7.1 CURVA S-N ...................................................................................... 89

7.2 REPRESENTACIÓN GRÁFICA DE LOS ENSAYOS .................................... 91

7.3 ORÍGENES DE LAS GRIETAS .............................................................. 97

7.3.1 PROBETA 1011L .......................................................................... 98

7.3.2 PROBETA 1004L ........................................................................ 101

7.3.3 PROBETA 1006L ........................................................................ 103

7.4 IMÁGENES OBTENIDAS CON EL MICROSCOPIO ELECTRÓNICO ............. 105

7.4.1 PROBETA 1006L: IMÁGENES DE LA SUPERFICIE DE FATIGA

(ZONA 1) .................................................................................. 106

7.4.2 PROBETA 1006L: IMÁGENES DE LA SUPERFICIE NEGRA (ZONA 2) .. 110

7.4.3 PROBETA 1006L: IMÁGENES DE LA SUPERFICIE DE ROTURA

A TRACCIÓN (ZONA 3) ............................................................... 113

7.4.4 PROBETA 1004L: COMPARACIÓN DE LAS IMÁGENES DE LA

SUPERFICIE NEGRA (ZONA 2) ..................................................... 115


SUPERFICIE DE ROTURA A TRACCIÓN (ZONA 3) ............................ 117

7.5 APARICIÓN DE MARTENSITA EN LA SUPERFICIE DE LAS PROBETAS ..... 120

7.5.1 APARICIÓN DE MAGNETISMO ..................................................... 136

BIBLIOGRAFÍA ........................................................................................... 137



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Objetivos Del Proyecto

El fenómeno de la propagación de las grietas se conoce desde la primera mitad del

siglo pasado. Hasta entonces, el diseño clásico se basó en el supuesto de que las

estructuras o las partes mecánicas en general de éstas estaban libres de defectos,

por lo que el diseño se basó en las propiedades estáticas mecánicas de los

materiales, esperando que las solicitaciones de carga fueran menores que el límite

elástico del material multiplicado por un factor de seguridad.

El método fue adoptado ampliamente, especialmente en ingeniería civil para

estructuras de acero. Este material (en general, aleaciones de hierro), aunque

relativamente caro, ha sido históricamente uno de los mejores materiales utilizados

en el ámbito de la construcción, tanto en el de la mecánica como en el de la

edificación. Se trata de un material resistente, con buenas propiedades mecánicas,

con una buena plasticidad, y en el que los primeros signos de una rotura se

producen mucho antes de la fractura completa, para el beneficio de la seguridad.

Sin embargo, la experiencia ha demostrado que en determinadas condiciones de

tensiones y temperatura, o tras un largo uso, incluso con un esfuerzo relativamente

bajo puede aparecer una fractura de tipo frágil, seguida de una deformación

plástica pequeña con absorción de energía baja, la cual provoca grietas que

propagan muy rápidamente a toda la sección de la pieza, originando fallos por

colapso repentino. Este problema, por su aparición de forma inesperada, origina

cuantiosas pérdidas económicas y, en ocasiones, de vidas humanas.

La teoría de la mecánica de la fractura ha integrado el enfoque de este problema,

considerando que el material no es continuo y que existe la presencia de una

grieta. Dentro de este campo la verificación experimental es fundamental. Es una

práctica habitual la realización de experimentos en probetas normalizadas de

laboratorio, que se pueden extender de forma probabilística a los cálculos de diseño

o a la verificación de las condiciones reales de uso por una corrección mediante

coeficientes empíricos.

En el departamento de Ingeniería Mecánica y de los Materiales se tiene una amplia

experiencia en los estudios de mecánica de fractura y fatiga, y se han desarrollado

diversas teorías al respecto. Pero todas estas teorías requieren una verificación

experimental, dentro de la cual se englobaría este trabajo.



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El objetivo principal de este proyecto será la determinación de la curva S-N del

acero inoxidable AISI-304 bajo una carga torsional cíclica de amplitud constante.

Para ello se efectuarán ensayos de fatiga a un conjunto de 19 probetas cilíndricas

de 20 mm de diámetro en las zonas de las mordazas y de 12,5 mm en la zona

central. Una vez concluidos los ensayos, de manera complementaria, se realizará

un análisis de la evolución particular de la grieta en las probetas consideradas

válidas, a través de la evolución de su ángulo girado en cada ciclo.

A su vez, en otra parte de este proyecto y con la intención de caracterizar el

proceso de fatiga en las superficies generadas por la grieta, se realizarán

micrografías de éstas mediante un microscopio de barrido electrónico, así como

fotografías de la grieta de forma macroscópica. Se pretende así observar el punto

de iniciación de la grieta, el ángulo que forma ésta al propagarse, así como de

forma más detallada la superficie de fatiga que se genera durante el ensayo.

Para concluir, se realizarán ataques químicos a algunas de las probetas con la

intención de ver la microestructura final del acero, así como la posible aparición de

nuevas fases debido al proceso de endurecimiento en frío, en concreto de

martensita.



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CAPÍTULO 1

INTRODUCCIÓN A LA FATIGA EN LOS MATERIALES

METÁLICOS

Los materiales metálicos han sido muy usados desde el origen de la ingeniería con

el objeto de aprovechar algunas de sus propiedades físicas y eléctricas, como son

su maleabilidad, ductilidad, tenacidad, resistencia mecánica o conductividad. Esto

ha provocado que estén presentes en prácticamente todas las cosas con las que el

ser humano interactúa diariamente. Es por esta razón que desde distintas ramas de

la física mecánica se haya intentado abordar la problemática de averiguar las

causas de sus fallos estructurales, inicialmente desde la fractura y más tarde desde

la fatiga.

La fatiga en los materiales metálicos (también está presente en algunos polímeros

plásticos y en materiales cerámicos) es un fenómeno conocido desde la antigüedad

que se produce cuando se somete a un material a fuerzas cíclicas, de manera que

aunque dichas fuerzas estén por debajo de su resistencia o límite elástico, se

produce con el paso del tiempo un cambio estructural que puede llevar a la rotura

de éste. Es un fenómeno muy importante ya que es la primera causa de rotura en

materiales metálicos (aproximadamente en un 90% de los casos), con la gravedad

añadida que en la mayoría de estos casos se produce de forma repentina.

La fatiga básicamente consiste en proceso de propagación de grietas, inicialmente

de forma microscópica, hasta un tamaño macroscópico capaz de comprometer la

integridad estructural del material. A pesar de ser un fenómeno observado desde

mucho tiempo atrás no fue hasta la la primera mitad del siglo pasado cuando se

profundizó en su estudio y se averiguó que eran estas grietas la que provocaban

que el comportamiento del material ante la rotura fuera frágil, aún en metales

dúctiles, y sin apenas deformación plástica.



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1.1 ANTECEDENTES HISTÓRICOS

Aunque el fenómeno de la fatiga ha sido relevante desde que el hombre empezó a

fabricar piezas de fundición, no fue hasta 1840 cuando a raíz de los primeros fallos

importantes en la industria ferroviaria debidos a las tensiones cíclicas se acuñó el

término. Se puede decir que el estudio del fenómeno de la fatiga llegó en la

Revolución Industrial, ya que fue el instante en el que se mostró más relevante al

comprobarse que, bajo la constante vibración en los trenes, los ejes de las ruedas

se agrietaban, produciendo su rotura. Dado que en aquel momento el desarrollo de

un país estaba íntimamente ligado a su red ferroviaria, la comunidad científica

comenzó a tratar de averiguar qué motivaba esto.

El primer paso llegó hacia 1845, cuando Rankine [1] demostró que la reducción de

las concentraciones de tensiones alargaba sensiblemente la vida de los ejes. Para

profundizar en este fenómeno, en Alemania entre 1850 a 1870, August Wöhler [2]

ideó una manera de estudiar de forma metódica y sistemática el efecto de la

rotación sobre los ejes de los ferrocarriles, desarrolló un tipo de máquina que

reproducía fielmente este fenómeno, y en la cual se inspiran los actuales ensayos

de fatiga. Se puede afirmar que Wöhler fue la primera persona en realizar un

estudio sistemático de la fatiga, basado en la búsqueda del límite de exposición que

debe sufrir un material antes de perder sus propiedades mecánicas. De hecho, fue

Wöhler quien introdujo el concepto de curva S-N, y límite de fatiga. Los dos

resultados más relevantes que mostraron sus primeros estudios fueron descubrir

que las cargas dinámicas que provocaban la rotura eran muy inferiores a las

necesarias con cargas estáticas y, quizás el más importante, que existe un umbral

por debajo del cual las probetas no se rompían, lo que se estableció como el antes

mencionado límite de fatiga.

Durante el final del siglo XIX otros autores publicaron sus investigaciones aportando

datos relevantes, como Gerber, [3] que estudió la influencia de la tensión media o

Bauschinger, [4] que introdujo los conceptos de ablandamiento y endurecimiento

en los metales cuando comprobó que el límite elástico se modificaba al aplicar

cargas de signos opuestos.

Ya entrado el siglo XX, Humfrey y Ewing [5] observaron microscópicamente el

plano que contenía la rotura, descubriendo que las cargas dinámicas eran las

causantes que en el material apareciesen bandas de deslizamiento o micro-

deformaciones. Es consecuencia de dicho deslizamiento el que aparezca la rotura.



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Por otro lado, en 1920 Griffith [6] publicaba su trabajo sobre la fractura frágil

(estudiada en vidrios) que mostraba cómo la resistencia de los materiales dependía

del tamaño de las grietas existentes en ellos, estableciendo las bases de la

mecánica de la fractura. Unos años más tarde, en 1937, Neuber [7] expuso el

concepto de volumen elemental, el cual consideraba que la tensión media en un

pequeño volumen en el borde de una entalla era más importante que el valor

máximo de la tensión en toda ella.

Fue a mediados del siglo XX y en adelante cuando se establecieron algunos de los

conceptos más importantes sobre la mecánica de la fractura y la fatiga. En 1945

Miner [8] formuló el criterio de acumulación de daño por fatiga basándose en los

estudios de Palmgren [9], dando lugar a lo que actualmente se conoce como la

regla de Palmgren-Miner, en 1951 Weibull [10] introducía los parámetros

estadísticos que permitían la investigación de la fatiga de forma probabilística, en

1950 Irwin [11] el concepto de factor de intensidad de tensiones (K), lo que se

considera actualmente como las bases de la mecánica de la fractura elástica lineal y

de las teorías de grietas basadas en el campo de tensiones elásticas creadas

alrededor de la grieta.

Todas estas investigaciones hicieron que, dado que la fatiga produce la rotura

mediante la propagación de micro-grietas, en un primer momento fuera la teoría de

la mecánica de la fractura la que abordara el enfoque de este problema. De esta

manera, desde ese instante el estudio clásico se basó en el supuesto de que las

estructuras o las partes mecánicas en general de éstas estaban libres de defectos,

usando como referencia las propiedades estáticas mecánicas de los materiales, y

esperando que las solicitaciones de carga fueran menores que el límite elástico del

material multiplicado por un factor de seguridad.

En los últimos años el desarrollo de la tecnología y el avance en el análisis

computacional han permitido grandes posibilidades en la simulación de problemas

con cargas reales, el análisis de grandes sólidos con elementos finitos y la creación

de nuevos modelos de estimación de la vida a fatiga.



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1.2 EL FENÓMENO DE LA FATIGA EN LOS MATERIALES

METÁLICOS

El estudio de la fatiga es esencialmente un análisis del crecimiento de las grietas de

un determinado material ante una carga cíclica. El origen de dichas grietas suele

estar en cualquier pequeño defecto del material, de forma que la carga cíclica

provoca que se propague hasta una grieta final que desemboca en el fallo del

material.

La formación de las microgrietas iniciales a partir de las que comienza el proceso de

fatiga se produce generalmente en defectos se la superficie del material, tales como

arañazos o picaduras, ya que es en la superficie donde se generan durante la

aplicación de la carga las mayores tensiones, siendo de esta forma la zona más

favorable para provocar el comienzo.

En la actualidad existen tres formas de análisis con las que se cubren prácticamente

todos los casos de comportamiento de fatiga. Las diferencias entre ellos estriban en

el tamaño de la grieta y en el campo de tensiones-deformaciones en el borde de

grieta. Estos tres tipos son:

Curva S-N: Se utilizan las tensiones nominales aplicadas para predecir la

fatiga. Se usa para alto número de ciclos.

Curva E-N: Se utilizan las deformaciones para predecir la fatiga. Se usa para

bajo número de ciclos.

La Mecánica de la Fractura: Es el método más realista puesto que se plantea

utilizando un material con grieta presente, es decir, discontinuo. Dentro de

este último método se pueden diferenciar a su vez:

La Mecánica de la Fractura Elástico-Lineal (MFEL).

La Mecánica de la Fractura Microestructural (MFM).

La Mecánica de la Fractura Elasto-Plástica (MFEP).

En los siguientes apartados se describen estos métodos de análisis poniendo

especial atención en la Curva S-N y en la Mecánica de la Fractura (Elástico-Lineal y

Microestructural), puesto que son los que se aplican principalmente en este

Proyecto.



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1.3 MÉTODO DE LA CURVA S-N

Los métodos para caracterizar la resistencia a la fatiga en términos de amplitudes

de tensión nominales (utilizando para ello datos experimentales obtenidos a partir

de ensayos sobre probetas lisas) emergieron de los trabajos de Wöhler sobre fatiga

de ejes de vagones ferroviarios, como se comentó anteriormente. En tales ensayos,

la amplitud de la tensión, a , o el rango de tensión, , se representa en función

del número de ciclos. Donde la amplitud de la tensión se define como la mitad del

rango de tensión, siendo este último la diferencia entre las tensiones máxima y

mínima.

MÍNMÁX

MÍNMÁXa

2

De esta forma, la Curva S-N de un material define valores de amplitudes de

tensiones enfrentadas al número de ciclos requeridos para causar el fallo a un

determinado ratio de tensión o tensión media. Para cada material se pueden definir

múltiples curvas S-N con diferentes valores de dicha tensión media, definida ésta

como:

2

MÍNMÁXm

O por el cociente de tensiones, R :

MÁX

MÍNR

En una curva típica S-N el eje Y representa la amplitud de la tensión ( a ) y el eje X

representa el número de ciclos (N). Si se representa en una escala logarítmica-

logarítmica la amplitud de la tensión en función del número de ciclos, se obtiene

una relación lineal, que puede expresarse de la forma:

bffa N2

2

Esta es la ecuación de Basquin [12], donde f es el coeficiente de resistencia a la

fatiga (para la mayoría de los metales aproximadamente igual a la tensión



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verdadera de fractura, corregida por estricción), y b es el exponente de resistencia

a la fatiga o exponente de Basquin, que para la mayoría de los metales se

encuentra en un rango de –0,05 a –0,12.

Para algunos materiales la Curva S-N tiene una asíntota horizontal llamada límite

de fatiga o límite de resistencia a la fatiga. Cuando existe, dicho límite es el

esfuerzo por debajo del cual no ocurre fallo por fatiga, es decir, el ensayo tiene

duración infinita.

En aceros el límite de fatiga está claramente definido, sin embargo no ocurre lo

mismo en otros metales, como por ejemplo en el aluminio, donde la curva decrece

de forma progresiva a medida que la carga desciende. Esto provoca que para este

tipo de metales se especifique normalmente un límite a cierto número de ciclos. En

la siguiente imagen se muestra la curva de fatiga para un acero y el aluminio,

poniéndose de relevancia lo descrito.

Por otro lado, el proceso de fatiga tiene duraciones diferentes a bajo y alto número

de ciclos. Durante dicho proceso, se produce la creación de una microgrieta y el

crecimiento de la misma, hasta fractura final provocada por ésta.

La siguiente figura ilustra este hecho esquemáticamente. En ella se muestra la

amplitud de tensión aplicada frente al número de ciclos antes de la fractura y al

número de ciclos para el que se forma la microgrieta.



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En este esquema de las curvas S-N de creación de microgrieta, crecimiento y

fractura final se observa que la mayor fracción de vida dedicada al crecimiento de

grieta (área rayada) se da en los mayores niveles de tensión, mientras que en los

niveles de tensión menor, la mayor parte de la vida se dedica a la creación de la

microgrieta.

De esta manera, el tamaño de la grieta final previa a la fractura depende tanto de

la resistencia a la fractura del material como del nivel de tensión aplicado. Los

niveles de tensión más altos tienen un tamaño de grieta crítica más pequeña y los

más bajos un tamaño más grande.

Existen muchos factores que pueden alterar el periodo de creación y crecimiento de

la grieta, y por tanto el de la fractura final, pero cuando el periodo de crecimiento

de grieta es significativo hay que tener en cuenta la Mecánica de la Fractura, la cual

se describe más adelante.



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1.4 MÉTODO DE LA CURVA -N

Aunque históricamente los estudios de fatiga se han referido a condiciones de

servicio para las cuales el fallo se producía típicamente por encima de los 10000

ciclos (lo cual provocaba que el método de análisis referido a la tensión fuera el

más adecuado, es decir, la curva S-N), se ha demostrado que muchos fallos por

fatiga cuando las tensiones son mayores finalizan para números de ciclos más

pequeños. Este fenómeno se conoce como “fatiga a bajo número de ciclos”.

La fatiga a bajo número de ciclos se encuentra frecuentemente asociada con la

existencia de tensiones de origen térmico. Dado que estas tensiones térmicas

surgen como consecuencia de la expansión térmica de los materiales, es fácil ver

que en estos casos el fenómeno se encuentra controlado por deformación más que

por tensión.

Coffin y Manson [13] trabajando independientemente en problemas de fatiga

térmica, propusieron la caracterización de la vida a la fatiga basada en la amplitud

de la deformación plástica, a través de la siguiente relación:

cff

pN2

2

Donde f es el coeficiente de ductilidad a la fatiga (aproximadamente igual a

ductilidad verdadera a la fractura), y c es el exponente de ductilidad a la fatiga,

que se encuentra entre –0,5 y –0,7 para la mayoría de los metales. Obviamente,

menores valores de c conducen a mayores vidas a la fatiga.

Si se utilizan las siguientes ecuaciones en la relación anterior se llega a:

bf

feb

ffa

ae

pe

NE

N

EE

22

22

22

222



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Donde b es el coeficiente de Basquin. Combinando de nuevo estas relaciones se

obtiene:

b

f

fe

c

ff

p

pe

NE

N

22

22

222

cff

b

f

fNN

E22

2

Donde esta ecuación describe la relación entre la amplitud total de deformación y el

número de ciclos. En la siguiente imagen se representa su evolución Log-Log:

Es importante destacar que la ecuación cubre tanto el rango a bajo número de

ciclos como a alto número de ciclos, aunque deba utilizarse para éstos primeros.

La fatiga controlada por deformación, al contrario de lo que ocurre en el caso de

fatiga controlada por tensión, tiene lugar cuando la amplitud de deformación es

mantenida constante durante el ensayo. Sin embargo es necesario tener en cuenta

que en general, debido al efecto de constricción que produce la existencia de un

volumen grande de material deformado elásticamente alrededor del pequeño

volumen de material en el entorno del vértice de una entalla (o de un concentrador

de tensiones) las condiciones prevalecientes en este pequeño volumen son de

deformación impuesta más que de tensión impuesta, aun en el caso en que las

Am

plit

ud t

ota

l d

e la d

efo

rma

ció

n (

Log

)

Número de ciclos al fallo Nf



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cargas nominales actuantes se encuentren controladas por tensión. Por tal motivo,

es importante conocer de qué manera evoluciona el material cuando es solicitado

en deformación.

El comportamiento de metales y aleaciones sujetas a deformación cíclica está

representado por dos variantes básicas: la primera corresponde a materiales que

exhiben un cierto ablandamiento bajo carga cíclica, mientras que la segunda

corresponde a materiales que por el contrario presentan un cierto endurecimiento

cíclico. Ambos casos se muestran a continuación, aunque es de presuponer que el

que más encaja con el acero AISI-304 es el segundo:

Si se supone un control sobre la carga cíclica del tipo:

El ablandamiento cíclico tendría un lazo de histéresis con la forma:



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Mientras que el endurecimiento lo tendría con la forma:

En ambos casos, el material alcanza un estado de saturación a partir del cual la

amplitud de deformación se estabiliza. Esto ocurre normalmente en los primeros

200 ciclos de carga. Extinguido este periodo transitorio inicial el lazo de histéresis

permanece constante como muestra la siguiente imagen:

La curva Tensión-Deformación Cíclica puede diferir significativamente de la curva

Tensión-Deformación Monótona.



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No obstante, la misma relación puede, en general, ser aproximada con la Ley de

Hooke por una expresión del tipo:

fnpK

Ya que teniendo en cuenta:

fn

p

pe

K

1

222

fn

KE

1

2

1

22

En general, metales con alto exponente de endurecimiento por deformación

monótona ( n >0,15) experimentan endurecimiento cíclico, mientras que los que

poseen un exponente menor ( n <0,15) presentan ablandamiento cíclico.

Además, puede esperarse endurecimiento cíclico si el cociente entre la resistencia a

la tracción monótona ( UTS ) y la tensión de fluencia es mayor que 1,4. En cambio,

si este cociente es menor que 1,2 puede preverse ablandamiento cíclico. Cuando el

cociente se encuentra entre 1,2 y 1,4 el material tiende a ser estable, es decir, ni a

endurecerse ni a ablandarse cíclicamente de manera significativa.



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Se ha propuesto una relación entre el exponente c de ductilidad a la fatiga que

aparece en la ecuación que Coffin y Manson propusieron para la caracterización de

la vida a la fatiga basada en la amplitud de la deformación plástica y fn .

cff

pN2

2

Esta relación es:

fnc

51

1

De modo que según esta expresión, los materiales con mayores valores de fn

tienen mayor vida a la fatiga.

Además, puede demostrarse que:

c

bn f y fn

f

fK

Manson ha propuesto una forma simplificada de la ecuación:

cff

b

f

fNN

E22

2

Esta es:

6.06.012.05.3

fff

UTS NNE

Donde f es la deformación verdadera de fractura en tracción.

Esta expresión está basada en valores promedios para una gran variedad de

metales y puede ser empleada como una primera aproximación a la curva -N a la

fatiga para ciclos de carga alternativos (totalmente reversibles) de una probeta sin

entalla.



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1.5 MECÁNICA DE LA FRACTURA

1.5.1 MECÁNICA DE LA FRACTURA ELÁSTICO-LINEAL

Las técnicas de la Mecánica de la Fractura Elástica-Lineal (MFEL) se basan en

relacionar la velocidad del crecimiento de grieta con el campo tensional elástico

lineal en el borde de grieta, de forma que se considera que la grieta se propaga en

un medio continuo y homogéneo.

Esto hace que la Mecánica de la Fractura Elástica-Lineal esté justificada en el

estudio de crecimiento de grietas grandes, entendiéndose por grieta grande aquella

cuyo tamaño es varias veces mayor que el tamaño microestructural característico

del material (es decir, el tamaño de grano) y el tamaño de la zona de deformación

plástica delante de la grieta.

Basándose en las distintas formas de apertura de la grieta, la MFEL ofrece

soluciones para el campo de tensiones en el frente de ésta. Dichas formas de

apertura de la grieta están relacionadas con el modo de aplicación de la carga, de

forma que los modos básicos de aplicación de la carga son tres:

Modo I o Modo de Tracción: Las caras de la grieta se separan una respecto

a la otra.

Modo II o Modo de Deslizamiento Tangencial en el Plano: Las caras de la

grieta deslizan perpendicularmente sobre el borde de la misma.

Modo III o Modo de Deslizamiento Tangencial Fuera del Plano: Las caras de

la grieta deslizan paralelas al borde de la misma.

Así, si se considera por sencillez únicamente el Modo I en un caso bidimensional, el

campo de tensiones alrededor del vértice de una grieta en una placa infinita la rige



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la siguiente formulación:

2

3cos

2cos

22cos

2

2

3

21

2cos

2

2

3

21

2cos

2

senr

a

sensenr

a

sensenr

a

xy

y

x

Donde es la tensión aplicada a la mitad de la longitud de la grieta.

Esta distribución de tensiones tiene dos términos fácilmente diferenciables, uno

geométrico (función de r y de ) y otro término que depende exclusivamente de

la tensión aplicada y de la longitud de grieta.

El término geométrico es el que le confiere generalidad a la mecánica de la fractura

elástica lineal puesto que es universal para cualquier grieta y cualquier carga,

aunque incluye la singularidad característica r1 , la cual provoca un valor infinito

de dicho término en la punta de la grieta. Este hecho es corregible puesto que en

un material real las tensiones están limitadas por un valor a partir del cual se

produce fluencia o deformación plástica en el material. Esto será explicado más

adelante con mayor detalle.

El segundo término es muy importante puesto que describe la intensidad o

magnitud del campo singular de tensiones en el vértice. Se le conoce como Factor

de Intensidad de Tensiones (FIT), y su expresión es:

aYK I

Donde Y es un parámetro que depende de la geometría global del cuerpo

agrietado y de la carga aplicada.

Los valores del FIT para diversos tipos de carga y geometrías pueden calcularse

utilizando la teoría de la elasticidad. Existen en la literatura valores recopilados del

FIT para numerosas geometrías y tipos de carga de interés industrial.

Por otro lado, la existencia de una pequeña grieta en el material es prácticamente

inevitable, aunque ello no tiene porque conducir al fallo por fatiga, ya que es



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necesario que la grieta alcance un cierto tamaño para que desencadene el fallo. Es

por ello que es de interés el estudio de crecimiento de la grieta desde su pequeño

tamaño inicial hasta el tamaño crítico de rotura. Se define por tanto la velocidad de

crecimiento de grieta como la variación de la longitud de grieta respecto al número

de ciclos.

Dicha relación entre la velocidad de crecimiento de grieta y el rango de variación

del FIT en el ciclo de carga se refleja según la expresión (Paros, Gómez y Anderson

[14]):

MÍNMÁXKKK

KfdN

da

Esta relación es aceptable siempre que el campo de tensiones alrededor de la grieta

esté correctamente definido mediante el FIT, es decir, siempre que se trate de

grietas grandes.

A continuación se muestra modo de ejemplo una gráfica con la relación entre el

incremento de longitud de grieta y K , en la que se puede distinguir tres

regiones.

La primera región, situada a la izquierda en las inmediaciones del valor umbral de

FIT (denominado thK ), marca el límite por debajo del cual una grieta (grande)



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tiene un crecimiento prácticamente inapreciable.

La región central presenta una relación aproximadamente lineal que en

coordenadas Log-Log sigue la ecuación:

mKCdN

da

Donde C y m son constantes propias del material y de las condiciones de carga.

Por último se tiene la tercera región, situada a la derecha, en la que la velocidad de

crecimiento aumenta rápidamente, indicando la rotura del componente.

Cabe recordar que el uso de la MFEL requiere que la zona plástica en el vértice de

la grieta sea pequeña con respecto a la propia grieta y a la dimensión total de la

pieza (del orden de 101 o menor). En cuyo caso, el campo elástico representado

por K puede ser considerado válido.

Como se comentó anteriormente, el campo de tensiones descrito según FIT

presenta una singularidad infinita en el vértice de la grieta, pero que sin embargo,

en un material real las tensiones están limitadas por un valor a partir del cual se

produce fluencia o deformación plástica en el material. Este hecho provoca que se

forme una zona plástica delante de la grieta que relaja y distribuye el campo de

tensiones singular, de forma que el campo de tensiones real debe ser capaz de

acomodar la deformación plástica producida en el vértice de la grieta y también de

cumplir condiciones de equilibrio.

Es posible estimar de forma sencilla el tamaño de la zona plástica rp2 delante de la

grieta basándose en el Factor de Intensidad de Tensiones K y en el límite elástico

ys . Para ello se puede emplear el campo de tensiones delante de la grieta y el

criterio de plastificación de Von Misses resultando:

PlananDeformacióK

r

PlanaTensiónK

r

ys

p

ys

p

2

2

2

2

3

12

12



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La zona plástica en Deformación Plana resulta ser menor que en Tensión plana

debido a la triaxialidad de las tensiones, de modo que la zona plástica en el interior

del cuerpo es menor que en la superficie libre. Otra característica importante de las

expresiones anteriores es la dependencia con el término 22

ysK .

Para Tensión Plana también existen otros modelos que permiten estimar el tamaño

de la zona plástica, por ejemplo se puede emplear el modelo Dugdale [15] que

considera la zona plástica como una banda de longitud a ambos lados de la

grieta:

Se parte de una gráfica ficticia que se extiende inicialmente hasta una longitud de

c2 . Se supone que en la banda existe una tensión interna de valor igual al límite

elástico ys que provoca un cierto cierre de grieta. El efecto de esta tensión es

justamente eliminar la singularidad de tensiones para la grieta de longitud c2 . Esta

condición permite obtener la relación siguiente entre la longitud de la grieta real a2

y la ficticia c2 :

ysc

a

2cos

Puede comprobarse que cuando la tensión aplicada es pequeña con respecto a

ys el tamaño de zona plástica viene dado por una relación similar a las obtenidas

anteriormente:

2

2

8ys

K



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Ya que:

2

2

2

2

2

2

2

2

31831.01

2

39267.08

ysys

p

ysys

KKr

KK

1.5.2 MECÁNICA DE LA FRACTURA MICROESTRUCTURAL

La Mecánica de la Fractura Elástica-Lineal está justificada en el estudio de

crecimiento de grietas grandes, entendiéndose por grieta grande aquella cuyo

tamaño es varias veces mayor que el tamaño microestructural característico del

material (es decir, el tamaño de grano) y el tamaño de la zona de deformación

plástica delante de la grieta.

Este hecho provoca que para utilizar el MFEL se requiera que la zona afectada

plásticamente por la grieta sea pequeña con respecto a la propia grieta y que la

longitud de la grieta sea considerablemente mayor que el tamaño microestructural

característico del material, lo cual no se cumple cuando no hay defectos

superficiales considerables, es decir, en materiales en los que se han eliminado los

defectos iniciales macroscópicos que pueden actuar como grietas ya iniciadas.

En el caso de materiales con grietas muy pequeñas (es decir, con grietas que son

del tamaño de la microestructura del material) no puede suponerse que se

produzca plasticidad a pequeña escala ni que el material alrededor de la grieta sea

continuo y homogéneo, por lo que la Mecánica de la Fractura Elástica-Lineal no

ofrece una solución válida. En estos casos hay que acudir a la Mecánica de la

Fractura Microestructural.

Kitagawa y Takahashi [16] presentaron por primera vez la siguiente relación

logarítmica-logarítmica entre la longitud de grieta y el rango de tensiones mínimo

necesario para provocar fallo por fatiga.



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La recta inclinada de pendiente 21 en escala logarítmica representa la

combinación entre la tensión aplicada y la longitud de grieta por debajo de la cual

la grieta no debería crecer según la MFEL. Sin embargo, los resultados

experimentales (que corresponden con la línea continua del gráfico) se alejan de

esta recta para valores pequeños del tamaño de grieta tendiendo hacia la línea

horizontal que representa el límite de fatiga del material ( FL ). Esto pone en

evidencia que es posible el crecimiento de grietas pequeñas por debajo del FIT

umbral predicho por la MFEL.

En este diagrama se definen tres longitudes características de grieta:

1a representa la longitud mínima de grieta capaz de disminuir el límite de

fatiga del material.

2a define el tamaño mínimo de grieta por encima del cual el MFEL es

aplicable, y representa el límite entre grietas pequeñas y grietas grandes. La

región comprendida 1a y 2a es la zona de transición entre grietas pequeñas

y grandes.

0a se obtiene por la intersección de la recta horizontal del límite de fatiga y

la recta inclinada del FIT umbral, es decir, combinando ambas ecuaciones se

puede obtener su valor:

2

0

1

FL

thKa

De forma aproximada se puede utilizar el valor de 0a como el límite entre grietas

pequeñas y grietas grandes, con la ventaja de que su obtención no requiere la



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realización de ensayos de grieta pequeña.

Taylor y Knott [17] relacionaron las longitudes de grieta características del

diagrama con el tamaño de grano D . Consideraron que 1a debía ser del orden del

tamaño de grano D , aunque sin evidencias experimentales. El estudio de varios

materiales les llevó a la conclusión de que la longitud 2a se podría tomar como

D10 , de modo que la longitud 0a tomaría un valor comprendido entre D y D10 .

Para valores umbrales del FIT, es decir, cuando K toma valores cercanos a thK

, la correspondiente tensión th varía con a1 . Cuando el valor de a se acerca

a cero se obtiene una valor de th muy por encima del valor obtenido

experimentalmente, que es el límite de fatiga del componente no entallado FL .

Para caracterizar correctamente este comportamiento El Haddad, Topper y Smith

[18] propusieron el uso de una longitud de grieta intrínseca del material 0a de

modo que se cumpliese que:

0aaK

De esta forma, haciendo tender a cero la longitud de grieta a se obtiene el valor de

0a definido anteriormente.

El Haddad, Topper and Smith demostraron que las diferencias en la caracterización

del crecimiento entre grietas pequeñas y largas desde el punto de vista de la MFEL

desaparecería si se empleaba la longitud de grieta ficticia 0a , aunque no dieron

significado físico a la misma.

Más tarde Tanaka [19] desarrolló un modelo similar y concluyó que 0a estaba

relacionado con el tamaño de grano de material y con el efecto del cierre de grieta.

Por otro lado, los estudios experimentales de Pearson (1975) [20] en aleaciones de

aluminio mostraron que la velocidad de crecimiento de grietas pequeñas era mucho

mayor que las predichas con las leyes de crecimiento de grietas basadas en el FIT.

Este aspecto de las grietas pequeñas fue corroborado en posteriores estudios por

autores como Lankford [21] también con aleaciones de aluminio, Brown [22] con

aleaciones de níquel o Tanaka y Nakai [23] en aceros estructurales de bajo

contenido en carbono.



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Esto implica que si se emplean relaciones dNda versus K obtenidas para

grietas grandes en la predicción de vida a fatiga en componentes con grietas

pequeñas se obtienen resultados no conservativos.

Se puede concluir que las grietas pequeñas están muy influenciadas por la

microestructura. Su crecimiento es discontinuo, con aceleraciones y

desaceleraciones.

Esta discontinuidad está asociada con la interacción entre el borde de grieta y las

barreras microestructulares como bordes de grano o partículas de segunda fase.

Cuando una grieta pequeña crece dentro de un grano lo hace a una velocidad muy

elevada. Al acercarse al borde de grano su velocidad va decreciendo debido a una

incompatibilidad en el desplazamiento con los granos adyacentes. La carga cíclica

puede provocar que finalmente la grieta crezca en los granos adyacentes. Una vez

superada la barrera de velocidad de crecimiento de la grieta vuelve a aumentar

hasta llegar a la siguiente barrera. El proceso de va repitiendo en las sucesivas

barreras microestructurales. Cuando la grieta alcanza un cierto tamaño, del orden

de 10 veces el tamaño del grano, la influencia de la microestructura deja de ser

decisiva y su comportamiento evoluciona al de grieta grande. Es entonces cuando

se pueden volver a aceptar las hipótesis de medio continuo y homogéneo.

Otro aspecto que diferencia las grietas pequeñas de las grandes es la influencia que

tiene en su crecimiento el efecto del cierre de grieta. El cierre de grieta se produce

como consecuencia del contacto entre las caras de la grieta durante el proceso de

descarga de un ciclo. Los primeros estudios de Elber [24] mostraron que una grieta

sometida a carga cíclica podía estar cerrada en parte del ciclo aunque todo el ciclo

de carga fuera exclusivamente de tracción. El motivo era la existencia de



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deformaciones residuales de tracción que provocaba que las caras de la grieta se

acercaran. Este tipo de cierre de grieta descrito por Elber se conoce como Cierre

Inducido por Plasticidad.

Para tener en cuenta el efecto del cierre de grieta se puede definir un rango de

intensidad de tensiones efectivo effK que sólo considera la parte del ciclo de

carga en el que la grieta está abierta, es decir:

opMÁXeff KKK

Siendo MÁX

K el valor máximo del factor de intensidad de tensiones en la ciclo y

opK el valor a partir del cual desaparece la interferencia entre las caras de la

grieta.

Esto implica que como consecuencia del cierre de grieta se dispone de un rango del

factor de intensidad de tensiones menor, de modo que la velocidad de propagación

de la grieta disminuye.

Si se define R como:

MÁX

MÍNR

Se observa que para valores grandes de R , es decir, superiores a 0.5, el efecto de

cierre de grieta es muy limitada, mientras que este efecto va aumentando su

influencia para R pequeños ( R <0.5).

Desde las investigaciones de Elber se han analizado diversos mecanismos de cierre

de grieta que también afectan a la velocidad de avance de la misma. Uno de ellos

es el Cierre Inducido por Óxidos. Durante la propagación de la grieta se produce la

oxidación de las caras de la grieta debido a la existencia de una atmósfera húmeda

favorable a la corrosión. Estas capas de óxido ocupan un volumen mayor que el

material original provocando el contacto entre caras. Este tipo de cierre de grieta se

produce especialmente en presencia de atmósferas agresivas. En el caso de valores

altos de K el cierre de grieta por oxidación tiene poca importancia ya que el

avance rápido de grieta prácticamente impide que se produzcan estas capas

oxidadas.



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Otro mecanismo es el denominado Cierre Inducido por Rugosidad, debido al

contacto entre las rugosidades y asperezas de la grieta, que se producen por la

existencia de diferentes planos de deslizamiento y diferentes tamaños de grano a lo

largo del camino que recorre la grieta. El Cierre Inducido por Fluido Viscoso se

produce por la presencia de lubricantes que penetran en la grieta y provocan el

cierre debido a un efecto de cuña hidrodinámica. Aunque la presencia de aceites en

la grieta puede minimizar el efecto de cierre por óxidos al inhibir el proceso de

oxidación. El Cierre Inducido por Transformación de Fase, caracterizado por

cambios de fase metalúrgicos en el borde de la grieta que provocan un incremento

de volumen en la región y un cierre prematuro de la grieta. El proceso es análogo al

Cierre Inducido por Plasticidad. Un ejemplo de este proceso es la transformación

martensítica producida en aceros inoxidables austeníticos, como por ejemplo el

acero AISI-304.

Investigaciones como las de James y Morris [25] han puesto de manifiesto que el

efecto de cierre en grietas pequeñas es menor que en grietas grandes. Los autores

realizaron ensayos de fatiga de una aleación de titanio y aluminio y midieron la

apertura de grieta después de la descarga completa en función de la longitud de

grieta. Observaron que para tamaños de grieta entre 50 y 150 µm la apertura de

grieta aumentaba con el tamaño de grieta, reflejando un aumento en el nivel del

cierre de grieta, atribuible a la rugosidad. A partir de una longitud de grieta de 200

µm el cierre de grieta pasaba a ser constante. En las grietas pequeñas el nivel de

rugosidad, asperezas y plasticidad residual es menor que en grietas largas. De

modo que para un mismo rango de factor de intensidad de tensiones, el rango

efectivo al que está sometida la grieta pequeña será mayor que el de la grieta

grande lo que conlleva una mayor velocidad de propagación de grieta. Cálculos con

elementos finitos realizados por Newman [26] han mostrado la evolución del cierre

de grieta inducido por plasticidad y cómo su importancia crece cuando la longitud

de la grieta aumenta.

Los dos fenómenos explicados, la interferencia de la grieta con la microestructura y

el efecto del cierre de grieta, proporcionan una explicación razonable sobre el

comportamiento característico y diferenciado del proceso de crecimiento de grieta

pequeña.



Página | 31


CAPÍTULO 2

CARACTERIZACIÓN DEL ACERO INOXIDABLE AISI-

304

Los aceros son aleaciones de hierro con una cantidad de carbono inferior al 2,11%

en peso en su composición. Conservan las características metálicas del hierro en

estado puro, que es un metal relativamente duro y tenaz, pero la adición de

carbono y de otros elementos tanto metálicos como no metálicos mejoran

muchísimo sus propiedades físico-químicas. A continuación se muestra el Diagrama

Metaestable Fe-Fe3C, diagrama que expone las transformaciones que sufren los

distintos aceros al carbono con la temperatura, admitiendo que el enfriamiento de

la mezcla se realiza muy lentamente, es decir, garantizándose que los procesos de

difusión (homogeneización) tienen tiempo para completarse.

El acero inoxidable es una aleación de hierro y carbono que contiene por definición

un mínimo de 10,5% de cromo. Es un tipo de acero resistente a la corrosión, el

cromo que contiene posee gran afinidad por el oxígeno y reacciona con él formando

una capa pasivadora de unos 10 nm que evita la corrosión del hierro contenido en

la aleación. En concreto, los aceros inoxidables que contienen de cromo entre el

16% y el 28%, de níquel entre el 6% y el 32% y de carbono entre un 0.015% y el

0.082% se llaman "austeníticos", ya que tienen una estructura metalográfica

formada básicamente por austenita en estado recocido (siendo amagnéticos en

dicho estado).

Diagrama Metaestable Fe-Fe3C



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La introducción de una cantidad suficiente de níquel en aceros con un 18% de

cromo garantiza obtener un acero austenítico, lo que asegura mejores propiedades

mecánicas, menor tendencia al crecimiento del grano y mayor resistencia a la

corrosión (aunque no bajo tensión).

En la siguiente imagen se puede observar cómo varía la fase austenítica (superficie

rayada) a medida que aumenta el contenido en níquel en un acero con un 18% de

cromo, siendo a su vez ésta función de la temperatura y el contenido en carbono en

la aleación.

De esta manera, la formación de las distintas fases en las aleaciones inoxidables

cromo-níquel se representa en el sistema Fe-Cr-Ni.

Donde las líneas de trazo continuo establecen el corte isotérmico a 650 ºC.



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En general, el efecto que tiene el níquel y el cromo en la formación de los distintos

tipos de aceros se puede ver en el diagrama siguiente, donde se aprecia claramente

que los aceros con un contenido en cromo entre el 16% y el 28% y de níquel entre

el 6% y el 32% son aceros inoxidables austeníticos.

Cabe destacar que estos aceros austeníticos no pueden sufrir temple, pero se

pueden endurecer por deformación, pasando su estructura metalográfica a contener

martensita. En esta situación se convierten en parcialmente magnéticos.

En concreto, el acero inoxidable austenítico que se estudia a lo largo de este

proyecto es el acero AISI-304, muy utilizado en aplicaciones estructurales urbanas

e industriales. Se trata de un acero normalizado según la norma AISI, acrónimo en

inglés de American Iron and Steel Institute (Instituto americano del hierro y el

acero), la cual establece la clasificación de aceros y aleaciones de materiales no

ferrosos más utilizada en los Estados Unidos. Esta normativa tiene sus

correspondencias según las distintas designaciones europeas. La siguiente tabla

muestra dichas correspondencias:

Alemania Suecia Francia Inglaterra

AISI UNS DIN SIS AFNOR BSI

304 S30400 X5CrNi18-10 2333 Z 6 CN 18-09 304S31 1.4301 1.4308

EN

(10283)

Estados Unidos EN

(10088)



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De esta manera, se establece una composición concreta para el acero AISI-304

(equivalente para todas las normativas):

EEUU

AISI C Cr Ni Mo Otros

304 0.07x 18 8 - -

Composición guía

A modo de ejemplo, se muestra en la siguiente imagen una micrografía

correspondiente al acero AISI-304 en estado recocido.



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2.1 GEOMETRÍA DE LAS PROBETAS

Los ensayos de fatiga por una carga cíclica torsional se realizaron sobre un conjunto

de probetas cilíndricas de acero inoxidable AISI-304.

En la siguiente imagen se muestra un plano de dimensiones milimétricas con las

tolerancias del fabricante:



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Como se puede observar, estas probetas cilíndricas tienen una longitud de 176,95

mm, con dos zonas claramente diferenciadas: la zona destinada al agarre de las

mordazas situada a ambos extremos de la probeta y con diámetro constante de 20

mm, y la zona central, la cual reduce progresivamente su diámetro partiendo de

éste hasta un mínimo justo en el centro geométrico de 12,5 mm.

El proceso de fatiga se producirá en la zona central, por lo que esta superficie será

tratada para garantizar que está libre de cualquier defecto que pueda condicionar la

aparición prematura de la grieta.



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2.2 COMPOSICIÓN QUÍMICA

La empresa contratada para la fabricación y suministro de las probetas, ROLDAN

S.A., certifica la inspección del material y proporciona la siguiente composición

química:

C Cr Ni Mo Mn P S Si Ti N Cu

0,021 18,227 8,148 0,215 1,485 0,029 0,024 0,340 0,005 0,080 0,390

Composición Química (%)

Donde se puede comprobar que se cumple con la composición guía establecida por

la norma americana AISI para el acero 304.

EEUU

AISI C Cr Ni Mo Otros

304 0.07x 18 8 - -

Composición guía

Además de esta composición guía, la normativa establece otras restricciones

asociadas a las cantidades máximas de determinados componentes (por ejemplo, el

fósforo o el azufre) o a la suma de todas ellas (condiciones de aleación), al igual

que también lo condiciona el cliente dado el tipo de ensayo que se quiere realizar.

De esta manera, si se suman todas ellas, las limitaciones impuestas en la

fabricación fueron:

C Cr Ni Mo Mn P S Si Ti N Cu

0,021 18,227 8,148 0,215 1,485 0,029 0,024 0,340 0,005 0,080 0,390

% mín 17,500 8,000

% máx 0,030 19,500 10,500 2,000 0,045 0,030 1,000 0,110

Composición Química (%)

Pudiéndose comprobar que se cumplen todas las restricciones impuestas, que las

probetas son aptas y el acero inoxidable AISI-304 utilizado está perfectamente

caracterizado y definido antes de comenzar los ensayos.



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2.3 ENSAYO DE TRACCIÓN

Los aceros inoxidables austeníticos son de los grupos más empleados en

aplicaciones estructurales, ya que proporcionan una buena combinación de

resistencia a la corrosión (aunque no bajo tensiones) y de propiedades de

fabricación. En la siguiente tabla se presentan los valores mínimos especificados en

la normativa para las propiedades mecánicas de los aceros inoxidables austeníticos

AISI-304.

Expesor

máximo

(mm)

Alargamiento

de rotura (%)

8 45**

13.5 45**

75 45

* Propiedades transversales

** Para material más estirado, los valores mínimos son un 5% más bajos

Mínima

resistencia*

correspondiente

al 0.2%

(N/mm²)

230

210

210

Resistencia

última a

tracción

(N/mm²)

540-750

520-720

520-720

AISI

304

Fleje laminado

en frío

Fleje laminado

en caliente

Chapa laminada

en caliente

Producto

El comportamiento tensión-deformación del acero inoxidable difiere del

comportamiento del acero al carbono en varios aspectos. La diferencia más

importante reside en la forma de la curva tensión-deformación. Mientras el acero al

carbono exhibe un comportamiento elástico lineal hasta su límite elástico y una

zona plana antes del endurecimiento por deformación, el acero inoxidable presenta

una curva tensión-deformación con forma más redondeada sin límite elástico

definido. Por ello, el “límite elástico” del acero inoxidable se expresa, en general, en

términos de una resistencia de prueba definida para un determinado valor de

deformación remanente (convencionalmente la deformación del 0,2%), tal y como

se mostraba en la tabla anterior.

Los niveles de resistencia de los aceros inoxidables austeníticos aumentan con el

conformado en frío. Asociada a esta mejora de los niveles de resistencia por la

deformación en frío se produce por contra una reducción de la ductilidad, aunque

generalmente tiene poca consecuencia gracias a los altos valores iniciales de ésta.

Los datos ofrecidos por el fabricante, ROLDAN S.A., acerca de las propiedades



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mecánicas de las probetas se recogen en la tabla siguiente, donde además se

especifican las limitaciones impuestas según la normativa EN ISO 377:

T (ºC)Rm

(N/mm2)

Rp 0,2 %

(N/mm2)

Rp 1 %

(N/mm2)Z % A %

20 679 502 552 69 43

Mín 500 175 210 20

Máx 900

Características Mecánicas

EN ISO

377

En la tabla anterior, Rp 0,2 % es la mínima resistencia correspondiente al 0,2 %,

que la norma AISI fija en 230 2mmN (es decir, se cumple ampliamente), Rm es la

resistencia última a tracción, que se encuentra dentro del intervalo admisible, Z %

representa la reducción de área y A % el alargamiento de rotura, que para el acero

AISI-304 debe estar en torno al 45 %, como es el caso (43 %). De esta forma, se

puede comprobar que el acero inoxidable AISI-304 utilizado cumple todas las

restricciones impuestas sobre sus características mecánicas, ajustándose a la

normativa y ofreciendo valores ajustados a su clasificación.

De modo complementario, se realizaron ensayos de tracción en el Laboratorio de

Mecánica y de los Materiales, para tener así la posibilidad de corroborar los datos

del fabricante. Los resultados obtenidos se muestran a continuación.

Rm

(N/mm2)

Rp 0,2 %

(N/mm2)Z % A %

654 457 66 56

656 486 64 55

653 463 66 56

653 447 65 57

653 483 64 56

MEDIA 654 467 65 56

Características Mecánicas (Laboratorio de

Mecánica y de los Materiales)

Por último, se destaca que el fabricante realizó un tratamiento térmico consistente

en enfriar las probetas en agua fría partiendo de una temperatura de 1050 ºC.



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2.4 ENSAYO DE DUREZA HRC (150 Kg)

Los datos proporcionados por el fabricante garantizaban una dureza de 200 HB. En

el laboratorio de Ingeniería Mecánica se realizó unas pruebas aleatorias sobre la

partida de probetas correspondientes a la serie 997L-1015L cuyos resultados se

muestran a continuación. Los ensayos de dureza realizados consistieron en ensayos

tipo HRC con un peso de 150 Kg.

Nombre de

la probeta

Tipo de

probetaColada Zona Dureza Dureza Dureza

Dureza

media

parcial

Dureza

media

S1 25 26 27 26,0

S2 22 21 23 22,0

S3 18 18 15 17,0

S1: Cara externa (zona de la cogida).

S2: Sección transversal (cara externa).

S3: Sección transversal (zona de la cogida).

Desde 997L

hasta

1015L

Cilíndrica

llena1 21,7



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2.5 RUGOSIDAD INICIAL

El fabricante ROLDAN S.A., garantizaba que las probetas objeto de estudio poseían

rugosidades máximas como las mostradas en la siguiente tabla:

Nombre de

la probeta

Tipo de

probetaColada

Rugosidad

media*

1.8

2.5

* Rugosidad medida en micrómetros

Desde 997L

hasta

1015L

Cilíndrica

llena1

Zona central

Zona extremo curva

DirecciónZona de la probeta

Paralela al eje

En el plano del eje

Para establecer un criterio para la fase de pulido se realizó ensayos de rugosidad

iniciales propios, con la posibilidad así de corroborar los datos del fabricante. Los

resultados obtenidos para las probetas válidas (las que posteriormente aportaron

datos para el cálculo de la curva S-N) fueron:

Nº Probeta Ra Inicial

1001L 2.0

1002L 2.1

1013L 2.5

1009L 2.3

1011L 2.4

1006L 2.0

1004L 2.1

1007L 2.0

1012L 2.1

Donde se puede comprobar que el límite máximo marcado por el fabricante se

cumplía en todos los casos, aunque aún así obviamente las probetas necesitaban

un tratamiento superficial antes de comenzar los ensayos de fatigas.



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CAPÍTULO 3

PREPARACIÓN PREVIA DE LAS PROBETAS

Es sabido que las grietas por fatiga se inician en la superficie del material durante el

ensayo puesto que son las zonas donde las tensiones son mayores. Esta es la

principal razón por lo que debe evitarse estrictamente ralladuras o arañazos en las

superficies, ya que éstas podrían condicionar el comienzo de la grieta y, por tanto,

falsear los resultados.

La norma establece que para que los ensayos sean válidos se debe garantizar un

buen acabado superficial en las zonas con elevado nivel de tensión. Por otro lado,

no debe olvidarse que cualquier tratamiento superficial (térmico o mecánico) que

produzcan un estado de tensiones residuales de compresión en la superficie

aumenta la resistencia incrementando la vida a fatiga de la pieza, de manera que

hay que conocer el estado completo del material antes de iniciar los ensayos.

A continuación se describen los pasos que se han seguido para la preparación de

cada una de las probetas, y las pruebas que se han realizado a posteriori para

garantizar el buen acabado superficial.



Página | 43


3.1 DESBASTE Y PULIDO

Inicialmente de fábrica las probetas tenían una rugosidad media de 2’5

micrómetros, por lo que era necesario prepararlas antes de comenzar con los

ensayos para garantizar que no se condicionaba el origen de la grieta por estas

imperfecciones. De esta manera, a todas ellas se les realizó un pulido mediante un

desbaste con lijas de papel de distinto tamaño de grano, con la ayuda de un torno

giratorio.

El proceso se realizó garantizando que en ningún caso el diámetro en la sección

más delgada de la probeta fuera menor de 12,45 mm, es decir, como máximo se

eliminó material hasta el límite inferior marcado por la tolerancia de diseño.

Así, la forma de realizar el desbaste fue mediante un torno giratorio que agarraba

la probeta por uno de sus extremos, haciéndola girar a distintas revoluciones

durante un periodo de tiempo concreto, mientras sobre su superficie se aplicaba

presión con un papel de lija. Se consideró que este procedimiento conseguía

realizar la eliminación de material de la forma más uniforme posible, ya que la

presión se realizaba siempre según la dirección longitudinal de la probeta, variado



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rápidamente el sentido. En la siguiente imagen esto se representa mostrando con

una flecha roja el sentido de giro del torno y con una flecha blanca la dirección la

que se aplica la presión con el papel de lija.

Lógicamente se utilizó una secuencia de lijas que iban desde las de mayor

rugosidad (menor número identificativo) que provocaban una mayor erosión, hasta

lijas de menor rugosidad (mayor número identificativo), las cuales apenas

arrancaban material.

Para compensar el hecho de la variación en la rugosidad de las lijas usadas se

aumentó la velocidad de giro a medida que se usaban lijas de menor poder de

desbaste. El conjunto de lijas se eligió de manera que la variación en el desbaste

500 1000 2400 4000

Aumento en el Poder de Desbaste



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fuera lo más progresiva posible, sin grandes saltos entre unas y otras, con el

objetivo de conseguir una superficie uniforme de calidad espectral.

El conjunto de lijas usadas y su correspondiente velocidad se pueden ver en la

siguiente tabla, siendo las unidades de ésta última revoluciones por minuto. Se

mostró que este proceso resultaba óptimo para conseguir los objetivos iniciales

necesarios para que los ensayos pudieran considerarse válidos.

Nº Lija Velocidad (rpm)Tiempo

(min)

500 425 3'5

1000 425 5

2400 775 7´5

4000 1500 12

El tiempo mostrado es un valor aproximado, ya que aunque se trató de

homogeneizar en tiempo y metodología no todas las probetas poseían igual

rugosidad inicial y, por tanto, recibieron idéntico tratamiento.

Además, cabe recordar que una vez concluido el proceso completo de pulido para

cada una probeta se procedía a medir de nuevo la rugosidad para corroborar que se

encontraban dentro del criterio del ensayo, por lo que en el caso de que no lo

estuviesen había que reiniciar el proceso de desbaste. En estos últimos casos se

realizó el proceso partiendo de las lijas de 2400, con tiempos reducidos para evitar

eliminar demasiado material.



Página | 46


3.2 ENSAYO DE RUGOSIDAD

Para medir la rugosidad final obtenida tras el desbaste de las probetas se utilizó un

rugosímetro Mitutoyo Surftest compuesto por dos módulos o máquinas. A

continuación se muestra el conjunto completo:

La primera de estas partes es el conjunto formado por el palpador y su mecanismo

de posicionamiento y acción, modelo Mitutoyo Surftest 500. El segundo módulo es

la computadora de análisis de la señal generada por el palpador, modelo Mitutoyo

Surftest 501.

Palpador y Mecanismo

de posicionamiento

Computadora de

análisis de la señal



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Para realizar los ensayos de rugosidad se tomaron como parámetros en la

computadora un rango de 600 c , tomándose 5 medidas de 0.8 mm. Con estos

parámetros el rugosímetro realiza el ensayo y muestra el valor medio obtenido en

las cinco medidas si no se ha superado durante alguna de ellas un incremento

superior al rango establecido, es decir, si el ensayo se ha considerado válido.

El procedimiento para obtener la rugosidad en las probetas fue realizar tres

ensayos sobre la superficie central en dirección paralela al eje longitudinal,

calculando posteriormente la media obtenida.

Esta zona central era difícil de captar ya que el brazo del palpador chocaba con la

parte gruesa de las probetas (zona de agarre de las mordazas) debido a la

reducción de diámetros entre ellas, por lo que fue necesario inclinar la probeta un

cierto ángulo.

Zona

Central

Ángulo de

inclinación

Dirección

del ensayo



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Los valores obtenidos para cada ensayo se caracterizan con dos variables: aR , que

es la rugosidad media, y tR , que es la distancia máxima pico-valle durante el

ensayo.

Dada la geometría curva de la probeta, el valor de tR no es un valor fiable ya que

el descenso producido por la curvatura son erróneamente incluidos en los cálculos

provocando valores superiores a los reales, es decir, el ángulo necesario para

recoger las medidas en la zona central y la geometría curva de la superficie

interfieren en el cálculo pico-valle.

Por este motivo, únicamente sobre la variable aR se basó el criterio de rugosidad

máxima aceptable para los ensayos a fatiga, obviándose los valores obtenidos para

tR .

El criterio para que una probeta fuera válida para los ensayos fue:

mRa 2.0

Este criterio se tomó en base a que, para los niveles de tensión aplicados en estos

ensayos, dicha rugosidad media garantiza la poca influencia en la aparición de la

grieta, dada la evolución plana que toma ésta como puede verse en la siguiente

gráfica [27].



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Una vez realizados los ensayos de rugosidad los resultados obtenidos para las

probetas válidas (las que aportaron datos para el cálculo de la curva S-N) fueron:

Nº Probeta Ra

1001L 0.2

1002L 0.2

1013L 0.2

1009L 0.2

1011L 0.2

1006L 0.2

1004L 0.2

1007L 0.2

1012L 0.2



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3.3 GEOMETRÍA DEFINITIVA ANTES DEL ENSAYO

Como se comentó anteriormente, inicialmente de fábrica las probetas tenían una

rugosidad media de 2’5 micrómetros, por lo que era necesario realizarles un pulido

mediante un desbaste con lijas de distinto tamaño de grano para prepararlas antes

de comenzar con los ensayos. De esta forma se garantizaba que no se condicionaba

el origen de la grieta por imperfecciones en la superficie de la probeta.

Dado que este proceso elimina material principalmente de la zona de menor

diámetro de las probetas, se realizó medidas en dicha zona antes y después para

comprobar que se mantenían los márgenes de diseño. A continuación se muestran

en una tabla los resultados obtenidos para las probetas que arrogaron datos válidos

para la creación de la curva S-N.

Nº ProbetaDiámetro Mínimo

Antes (mm)

Diámetro Mínimo

Después (mm)

Reducción

(%)

1001L 12,532 12,520 0,10

1002L 12,537 12,515 0,18

1013L 12,531 12,483 0,38

1009L 12,528 12,481 0,38

1011L 12,528 12,463 0,52

1006L 12,549 12,521 0,22

1004L 12,523 12,492 0,25

1007L 12,535 12,507 0,22

1012L 12,547 12,524 0,18

En dicha tabla se puede comprobar cómo tras el proceso de desbaste las probetas

se mantienen dentro de la tolerancia propia de diseño marcada por el fabricante, es

decir, un diámetro en la zona central de 05,050,12

mm. Además, la reducción

máxima está en torno al 0,5 %.

Los valores más altos de reducción se dan en las probetas 1013L, 1009L y 1011L.

Si se representa en una tabla conjunta estos resultados y los obtenidos de

rugosidad antes del desbaste se puede comprobar cómo estas probetas eran las

que ofrecieron peores resultados para la rugosidad media inicial.



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Nº ProbetaDiámetro Mínimo

Antes (mm)

Diámetro Mínimo

Después (mm)

Reducción

(%)Ra Inicial

1001L 12,532 12,520 0,10 2.0

1002L 12,537 12,515 0,18 2.1

1013L 12,531 12,483 0,38 2.5

1009L 12,528 12,481 0,38 2.3

1011L 12,528 12,463 0,52 2.4

1006L 12,549 12,521 0,22 2.0

1004L 12,523 12,492 0,25 2.1

1007L 12,535 12,507 0,22 2.0

1012L 12,547 12,524 0,18 2.1

De esta manera, la mayor reducción en estas probetas está claramente justificada

ya que fue necesario un mayor desbaste para conseguir una superficie especular

que impidiese condicionar el origen de la grieta en el proceso de fatiga. Este

proceso ocasiona que estas probetas sean las de menor diámetro, pero siempre

dentro del rango suficiente para garantizar que los ensayos son equivalentes entre

sí y perfectamente válidos.



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CAPÍTULO 4

REALIZACIÓN DE LOS ENSAYOS: FATIGA A TORSIÓN

En general los ensayos de fatiga se clasifican por el espectro de carga-tiempo,

pudiendo presentarse como ensayos de fatiga de amplitud constante o como

ensayos de fatiga de amplitud variable. En este proyecto se estudia el

comportamiento a fatiga bajo cargas de torsión mediante ensayos de amplitud

constante, lo cuales evalúan el comportamiento a la fatiga mediante ciclos

predeterminados de carga o deformación, generalmente senoidales o triangulares,

de amplitud y frecuencia constantes. Cuando la amplitud del ciclo no es constante

los ensayos se denominan de amplitud variable, y se evalúa el efecto del daño

acumulado debido a la variación de la amplitud del esfuerzo en el tiempo. Son

ensayos de alto número de ciclos con control de carga, que según el espectro de

carga elegido serán más o menos representativos de las condiciones de servicio.

Los espectros carga-tiempo de los ensayos de amplitud constante surgen de

asemejar el ciclo de carga a funciones continuas simples, normalmente senoidales.

En general, cualquiera que resulte el ciclo aplicado éste podrá considerarse como el

resultante de uno constante igual al valor medio de la carga (Sm) y de otro variable

de amplitud constante senoidal puro (Sa).

Aunque no se ha encontrado una repuesta total al fenómeno de rotura por fatiga, la

cual se puede considerar una rotura prematura, cuando se somete a un metal a

tensiones cíclicas o vibratorias se puede aceptar que la fractura por fatiga se debe a

deformaciones plásticas de la estructura, en forma análoga (iguales planos y

direcciones cristalográficas), que en los casos vistos para deformaciones

monodireccionales producidas por cargas estáticas, a diferencia que bajo tensiones

repetidas en algunos cristales se generan deformaciones residuales.

Estas bandas de deslizamiento, que aparecen aún bajo pequeñas cargas, se

acrecientan con los ciclos, de manera que al llegar a la saturación de los granos

afectados, la distorsión de la red provocaría el inicio de la fisura.

Con más precisión se puede decir que las deformaciones de fatiga se generan

preferentemente en granos próximos a la superficie del metal, produciendo los

efectos conocidos como extrusión e intrusión. En general y por el efecto de la

intrusión, la tracción acelera la propagación de la grieta, en cambio la compresión

la retarda.



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El inicio de la rotura por fatiga puede producirse, además que por estos hechos, por

deficiencias en el material debidas a defectos estructurales, como son inclusiones,

arañazos, sopladuras, etc., es decir, por discontinuidades de las superficies o por el

tratamiento térmico o mecánico realizado sobre ellas.

De forma esquemática, los fallos por fatiga en los metales se producen durante tres

fases:

Fase de Iniciación: Una o más grietas se desarrollan en el material. Las

grietas pueden aparecer en cualquier punto, pero en general ocurren

alrededor de alguna fuente de concentración de tensión y en la superficie

exterior donde las fluctuaciones de tensión son más elevadas. Las grietas

pueden aparecer por muchas razones: imperfecciones en la estructura

microscópica del material, ralladuras, arañazos, muescas y entallas

causados por las herramientas de fabricación o medios de manipulación. En

materiales frágiles el inicio de grieta puede producirse por defectos del

material (poros e inclusiones) y discontinuidades geométricas.

Fase de Propagación: Alguna o todas las grietas crecen por efecto de las

cargas. Además, las grietas generalmente son finas y de difícil detección,

aun cuando se encuentran próximas a producir la rotura de la pieza.

Fase de Rotura: La pieza continúa deteriorándose por el crecimiento de la

grieta quedando tan reducida la sección neta de la probeta que es incapaz

de resistir la carga desde un punto de vista estático produciéndose la rotura

por fatiga de forma vertiginosa.



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4.1 EQUIPO UTILIZADO: MTS 809

Para realizar los ensayos de fatiga por carga torsional cíclica se utilizó la máquina

de ensayo MTS 809 Axial/Torsional Test System. Dicha máquina posee dos

cabezales (en los que se colocan las mordazas) los cuales pueden tanto girar como

moverse en la dirección vertical.

Panel de Control MTS 809 Equipo Informático MTS 809

Cabezal

Inferior Cabezal

Superior



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El cabezal superior está anclado al puente de la máquina, por lo que una vez

decidida su posición óptima para los ensayos se deja fija bloqueándose éste último.

El cabezal inferior está accionado por un pistón, por lo que su posición puede

dejarse fijada o puede transmitir un movimiento vertical durante el ensayo.

El procedimiento seguido para la realización de los ensayos a fatiga fue el siguiente.

En primer lugar se escogen las mordazas óptimas y se colocan en los cabezales.

Las mordazas elegidas fueron del tipo cilíndricas de diámetro 20 mm, modelo

510790-05-07-1-E. Se eligió este modelo porque proporcionaba la mayor superficie

de agarre. Además, durante los ensayos se tomó una presión para las mordazas de

14 MPa, lo que garantizó que no se produjo movimiento relativo entre éstas y las

probetas, lo cual podía comprobarse viendo la superficie de éstas tras los ensayos

sin marcas de arañazos.

Una vez colocadas las mordazas se establece la posición óptima del puente y se

deja bloqueado.

Se coloca la probeta en la mordaza inferior, y se establece la presión de 14 MPa

para agarrarla. Una vez fija la probeta al cabezal inferior se acerca ésta al cabezal

superior usando el pistón.

Cuando está la probeta en la posición correcta se agarra con la mordaza superior

dejando el sistema listo para la ejecución del ensayo. En este instante se debe

garantizar que el sistema no coge carga.

Para todos los ensayos se tomó la disposición entre las mordazas y la probeta que



Página | 56


puede verse en la siguiente imagen. En ella, ambas mordazas llegan justo hasta

donde la probeta comienza a reducir su diámetro, de forma que en todos los

ensayos la separación entre los extremos de las mordazas fue de 56,95 mm.

Una vez está la probeta agarrada por las mordazas se establece esa posición

relativa entre las mordazas (es decir, la posición estática antes del ensayo) como

ángulo a cero grados. Esta referencia se establece para poder medir de forma

metódica para cada probeta la evolución de su ángulo girado durante el ensayo a

fatiga.

Para ejecutar los ensayos se inicia el programa MTS Testar Station Manager, donde

se establecen los parámetros que se van a utilizar. Para todos los ensayos de fatiga

se toma el control en carga y se aplica una carga cíclica concreta caracterizada por

su amplitud y frecuencia, recibiéndose como salida el ángulo girado en cada sentido

por la probeta para cada número de ciclos. Por pantalla además se muestra la

evolución de la carga real aplicada frente a la establecida, permitiendo caracterizar

cómo de bien se sigue el ensayo para cada frecuencia tomada.

Para evitar sobrecargas en los puntos más desfavorables del ensayo, es decir, al

comienzo y a su fin, se toman las siguientes medidas: Al comienzo de cada ensayo

la carga se va aplicando de forma porcentual durante los primeros 300 ciclos, es

56,95 mm



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decir, se comienza a un 20% de la carga total y durante estos ciclos se va

aumentando de forma progresiva hasta llegar al 100%. Esto garantiza que al

arrancar el ensayo no se aplican cargas excesivas que condicionen los resultados.

Por otro lado, la etapa final en los ensayos puede tener dos motivos, o se han

llegado a los 3500000 de ciclos sin superar un determinado ángulo máximo o se ha

superado y el ensayo finaliza. En este último caso la grieta en el material puede ser

grande, por lo que cada nuevo ciclo de carga, por adquirir mayor inercia, es muy

destructivo. Para garantizar que se deja crecer la grieta hasta valores óptimos se

debe intentar minimizar la acción de estos últimos ciclos una vez superado el límite.

Dado que reducirlos en número implica frenar con mayor fuerza, lo que provocaría

sobrecargas, se opta por establecer en el programa que al llegar al ángulo máximo

se cambie la forma de aplicar la carga, pasando de ser senoidal a tener forma de

rampa suave decreciente hasta el fin del ensayo, que se prolonga unos 20

segundos. En esta etapa se recoge de forma más fina los resultados para

caracterizar de forma más precisa la evolución final del ángulo girado por las

probetas.



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4.2 FRECUENCIA Y CARGA DE ENSAYO

Como ya se ha comentado, tras iniciar el programa MTS Testar Station Manager se

establecen los parámetros que se van a utilizar, es decir, se aplica una carga cíclica

concreta caracterizada por su amplitud y frecuencia, tomándose para todos los

ensayos el control en carga.

La elección de una frecuencia correcta está condicionado por dos circunstancias, la

primera de ellas es la necesidad de tomar un valor lo suficientemente alto como

para que los ensayos que lleguen a Run-Out, es decir, tres millones y medio de

ciclos, no se prolonguen demasiados días (a modo de ejemplo, un ensayo a 5 Hz

implica una duración superior a 8 días) y la segunda, la necesidad de que dicho

valor sea lo suficientemente bajo como para que la máquina pueda seguir fielmente

la evolución de la aplicación de la carga.

Por otro lado, la elección de la carga también presenta su problemática. Cargas

demasiado bajas pueden provocar esfuerzos insuficientes para producir la rotura

por fatiga, mientras que cargas demasiado altas pueden deformar plásticamente la

probeta rompiéndola en pocos ciclos. Para que los ensayos permitan determinar la

curva S-N es necesario que la carga se encuentre en un intervalo que provoque que

algunos ensayos terminen en Run-Out y otros terminen por la aparición de una

grieta a alto número de ciclos. En concreto para el acero AISI-304 este intervalo

resultó ser muy pequeño, lo cual se puso de manifiesto durante los ensayos.

De esta manera, en primer lugar se optó por hallar una frecuencia óptima, para

después intentar encontrar la carga más acertada. Dado que por pantalla se

muestra la evolución de la carga real aplicada frente a la establecida teóricamente,

es fácil caracterizar cómo de bien se sigue durante el ensayo la frecuencia tomada.

Tras algunas pruebas se decidió establecer como frecuencia límite de ensayo 8 Hz,

ya que garantizaba una buena adaptación de la curva de carga en todas las fases

de éste, limitando la duración máxima a menos de seis días. Aun así, la gran

mayoría de los ensayos se realizaron a una frecuencia de 7 Hz, ya que la

adaptación de la curva era prácticamente perfecta. El conjunto de todas las

frecuencias usadas se muestra en el siguiente cuadro resumen.



Página | 59


3 5 6 7 8 9

Frecuencia (Hz)

Nº de

ensayos1 1 2 12 2 1

Para establecer la carga óptima de ensayo, como primera aproximación, se realizó

el siguiente cálculo basado en una estimación de la tensión del límite de fatiga y la

hipótesis de que ésta es proporcional a la tensión tangencial de dicho límite (Von

Misses).

Nmr

IT

r

IT

DI

MPaSi

PFLEstimada

PFL

P

FLFL

FL

831,1

32

3

342

4

Donde el par torsional estimado se encuentra sobredimensionado un 10 % para

corregir la estimación de la tensión del límite de fatiga. Dado este valor, y con

objeto de garantizar la aparición de la grieta, se estableció como carga inicial para

los primeros ensayos 100 MPa. Una vez determinado el valor del par torsional a

aplicar, se optó por tratar de acotar un intervalo de cargas válidas alrededor de él,

para luego con los progresivos ensayos intentar reducirlo.

De esta forma, el primer ensayo se realiza a 120 Nm. Éste resulta no ser válido

puesto que la probeta se deforma rápidamente, llegándose a un alto valor del

ángulo global girado en pocos ciclos. La superficie de la probeta en la zona de

mayores tensiones presenta aspecto de piel de naranja, dejando de ser espectral

para mostrar un tono mate oscuro. Esto pone de manifiesto que el par torsional es

demasiado alto y la probeta no sufre fatiga sino deformación plástica. Otro ensayo

con la misma carga confirma este hecho, ya que se repiten los resultados de

manera idéntica. Complementariamente se realiza un ataque químico a estas dos

probetas para observar la microestructura de esta zona de piel de naranja. Dichas

micrografías se muestran en el apartado de Ensayos Fallidos. Dado que resultados



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parecidos se obtienen para un par torsional de 115 Nm, se establece este límite

superior y se empieza a explorar el límite inferior.

Ensayos partiendo de 100 Nm hasta los 110 Nm demuestran ser demasiado bajos

acabando todos en Run-Out. De esta manera, se establece que el rango óptimo

para realizar los ensayos de fatiga bajo carga torsional cíclica en el acero AISI-304

está comprendido entre los 111 Nm y los 113 Nm. En este intervalo se realizan la

mayoría de los ensayos, obteniéndose los resultados que se detallan más adelante

en el apartado Ensayos Válidos.

El conjunto de todas las cargas utilizadas durante los ensayos se muestran a

continuación, a modo de resumen.

100 109 110 111 111,5 112 113 115 120

Carga Torsional (Nm)

2 21Nº de

ensayos2 1 2 4 3 2



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4.3 ENSAYOS VÁLIDOS

Los resultados válidos obtenidos tras la realización de todos los ensayos fueron los

que se muestran a continuación, donde el torsor aplicado en este caso se

representa con un para enfatizar que se aplica como un par alternante entre

dichos valores:

Nº ProbetaTorsor aplicado

(Nm)

Frecuencia

(Hz)

Número de

ciclos

1001L ± 110 6 3500000

1002L ± 100 6 3500000

1013L ± 111 7 3500000

1009L ± 109 7 3500000

1011L ± 113 7 332011

1006L ± 111 7 623200

1004L ± 111.5 7 337940

1007L ± 111 7 134300

1012L ± 113 7 45500



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4.4 ENSAYOS FALLIDOS

No todos los ensayos que se realizaron se pueden considerar válidos. En este

apartado se resumen aquellos que por distintas razones no arrogaron datos

utilizables para calcular la curva S-N del acero inoxidable AISI-304.

El conjunto de ensayos fallidos se pueden clasificar en dos grupos, el primero lo

formarían aquellos que no fueron válidos por causas externas, como por ejemplo

problemas con el control en carga del equipo, y en el segundo, aquellos ensayos

que sirvieron para caracterizar el intervalo correcto del par torsional válido para

determinar la curva S-N.

Así, algunos de los ensayos fallidos estuvieron producidos por errores en el control

en carga. Esto provocó que durante algún instante del ensayo la máquina MTS 809

entrara en resonancia o aplicase picos de torsión, lo que invalidaba los resultados.

Puesto que estos ensayos no tienen interés desde un punto de vista experimental

únicamente se mencionan, sin describir detalladamente sus causas y

consecuencias.

Respecto a los ensayos que resultaron fallidos mientras se trataba de determinar el

intervalo óptimo de carga, resultan interesantes de destacar aquellos en los que el

par torsional aplicado era demasiado alto y la probeta plastificaba en pocos ciclos.

En estas probetas, tras superarse el ángulo global girado máximo establecido en el

ensayo como límite (tras pocos ciclos), la superficie de éstas en la zona de máxima

tensión presentaba aspecto de piel de naranja, habiéndose perdido el pulido

espectral por un tono mate grisáceo. En concreto, en este apartado se muestran

micrografías obtenidas para la probeta 997L, la cual fue ensayada con un par de

120 Nm. Para revelar la microestructura se realizó un ataque químico consistente

en:

Ataque Químico Revelado de la Microestructura [28]

Se prepara una solución formada por 60 ml de ácido nítrico al 69% con 40 ml de

agua destilada. Se sumerge la sección de la probeta en estudio en dicha solución, y

se hace circular una corriente por ésta de voltaje 1,5 V (con un cátodo de acero

inoxidable) durante 45 segundos, o si ocurre entes, justo en el instante en el que la

superficie se empieza a tomar tono amarillento.

De esta manera, a continuación se muestran las micrografías obtenidas en tres



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puntos contenidos alrededor de la superficie grisácea con aspecto de piel de

naranja (repartidos entre la rotura parcial de la probeta y el final de la superficie

plastificada). El Punto A se encuentra más próximo a la rotura, el Punto B, cercano

a la zona final de la superficie plastificada, y el Punto C, cercano a la zona

plastificada pero fuera del límite que marca dicha zona.

En el Punto A la superficie está tan afectada que el ataque apenas revela la

estructura metalográfica del acero. La siguiente imagen fue obtenida mediante un

microscopio con una lente de 10x 0.25 aumentos.

Dado que esta zona sufrió una fuerte plastificación la superficie se encuentra

demasiado arrugada (con demasiada textura de piel de naranja) como para que se

distingan con claridad los granos. Para ver éstos de forma definida sería necesario

pulir de nuevo la superficie, con lo que se perdería la textura que se quiere

Superficie plastificada

Punto A Punto C Punto B



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observar.

En el Punto B la microestructura se ve con claridad, observándose también las

grietas producidas durante el ensayo. Estas grietas atraviesan los granos sin variar

su dirección, claramente perpendiculares al eje longitudinal de la probeta. Esto

pone de manifiesto que no han sido producidas en un supuesto fenómeno de fatiga,

sino que se produjeron bajo una fuerte deformación del material.

La primera imagen se muestra con 5x 0.10 aumentos, donde se puede ver de

forma global el daño producido durante el ensayo.

En esta segunda, se muestra a 10x 0.25 aumentos, pudiéndose observar cómo las

grietas atraviesan los granos incluso cerca de sus límites, sin variar su dirección.



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Por último, en el Punto C, por tratarse de una zona exterior a la afectada (aunque

limitando con ella), la influencia de la excesiva deformación es menor. No se

aprecian las grietas, pero la superficie sigue siendo turbia. A modo ilustrativo se

muestran a continuación imágenes de esta zona para 10x 0.1, 20x 0.40 Y 40x 0.65

aumentos.

Imagen a 5x 0.10 aumentos.




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CAPÍTULO 5

OBTENCIÓN DE LA CURVA S-N

5.1 PROCEDIMIENTO SEGUIDO PARA LA DETERMINACIÓN

DE LA CURVA S-N

La obtención de la curva S-N tiene por objetivo la determinación de la resistencia a

fatiga del acero inoxidable AISI-304 en función del número de ciclos de carga. Para

ello se ha seguido un procedimiento que se atiene a lo dispuesto en la norma ASTM

E 466-02 para establecer la metodología para la realización de los ensayos y a las

normas ASTM E 468-90 y ASTM E 739-91 para la presentación de los resultados.

Este procedimiento establece las pautas a seguir para la determinación de la curva

S-N de materiales metálicos sometiendo varias probetas a carga axial cíclica de

amplitud constante.

Cabe recordar que la carga aplicada sobre la probeta fue una carga torsional cíclica

(R=-1) de amplitud constante y controlada en fuerza. Dicha carga fue elegida de tal

manera que asegurase que las deformaciones producidas en el material serían

predominantemente elásticas durante todo el ensayo. Estos fueron realizados a

temperatura ambiente, es decir, entre 20 y 35 ºC.

La curva S-N se presenta atendiendo a lo dispuesto en la norma ASTM E 468-90.

De acuerdo con esta norma, se toma como variable dependiente el número de

ciclos (N), representado en el eje de abscisas, y como variable independiente la

tensión máxima, el rango de tensión o la amplitud de la tensión, representado en el

eje de ordenadas.

Así, para determinar el comportamiento a fatiga en primer lugar se realiza un

determinado número de ensayos a distintos niveles de carga, de forma que se

obtiene una nube de puntos que definen el conjunto de los resultados

experimentales.



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Sobre estos resultados experimentales se ajustarán dos curvas. Por un lado, se

ajustará una recta horizontal empleando sólo los resultados de las probetas que no

han fallado (Run-Out). Dicha recta representa el límite de fatiga o resistencia a

fatiga del material hasta el número de ciclos de corte especificado. Por otro lado, se

ajustará otra curva empleando todos los resultados experimentales obtenidos.

Dicho ajuste se realizará mediante el análisis de regresión (método de la máxima

verosimilitud) detallado en el siguiente apartado.

En lo que sigue se presenta el análisis estadístico de los resultados de fatiga según

lo establecido en la norma ASTM E 739-91. Las hipótesis de partida son las

siguientes:

Los resultados de la vida a fatiga (N) pertenecen a una muestra aleatoria

que sigue una distribución logarítmico-normal.

La varianza de la distribución logarítmico-normal de N es constante en todo

el rango de tensiones.

No se incluyen en los cálculos los resultados de las probetas que no hayan

fallado dado que estos datos se usarán para determinar el tramo recto

referente al límite de fatiga.

De esta manera, la relación funcional de la tensión aplicada (S) frente al número de

ciclos (N) en la curva S-N puede ser descrita mediante una relación lineal del tipo:

BXAY



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Donde:

SX

NY

log

log

Aunque esta hipótesis se debe comprobar al final del estudio mediante la

estimación de la validez de la linealidad de la regresión.

Por tanto, los pasos a seguir para determinar la curva S-N del acero AISI-304 como

una distribución logarítmico-lineal se pueden resumir en los cuatro siguientes:

Cálculo de la regresión lineal: XBAY ˆˆ

Cálculo de los intervalos de confianza para los parámetros de la regresión

lineal A y B .

Cálculo del intervalo de confianza para la mediana de la curva S-N en todo el

rango de Y .

Comprobación de la hipótesis de linealidad.



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Cálculo de la regresión lineal: XBAY ˆˆ

Para calcular los estimadores A y B en primer lugar hay que determinar los

valores medios de X e Y , es decir, X e Y , mediante las fórmulas:

k

X

X

k

Y

Y

SX

NY

k

i

i

k

i

i

ii

ii

1

1

log

log

Donde k será el número de datos, es decir, el número de ensayos válidos de los

que se disponen.

Una vez calculados X e Y el estimador B se determina mediante la expresión:

k

i

i

k

i

ii

XX

YYXX

B

1

2

1

)(

))((ˆ

Para determinar el estimador A se utiliza la propia regresión lineal:

XBYA ˆˆ



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Cálculo de los intervalos de confianza para los parámetros de la regresión

lineal A y B

Los intervalos de confianza de los estimadores A y B son:

pp

pp

BBB

AAA

ˆ,ˆ

ˆ,ˆ

Donde:

2

1

1

2

2

)(

1ˆ

k

i

i

pp

XX

X

kt

2

1

1

2)(ˆ

k

i

ipp XXt

2

)ˆ(

ˆ 1

2

k

YYk

i

ii

ii XBAY ˆˆˆ

El valor del parámetro pt se obtiene de la tabla siguiente teniendo como entradas

el porcentaje de confianza (90% ó 95%) y el parámetro 2 kn .



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Página | 73


Intervalo de Confianza para la Mediana de la curva S-N en todo el rango de

Y

La banda de confianza para la estimación de la curva S-N es:

pp yXBAyXBAY ˆˆ,ˆˆ

Donde:

2

1

1

2

2

)(

)(1ˆ2

k

i

i

pp

XX

XX

kFy

El valor del parámetro pF se obtiene de la tabla siguiente teniendo como entradas

el porcentaje de confianza (90% ó 95%) y los parámetros 21 n y 22 kn .



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Comprobación de la Hipótesis de Linealidad

Es necesario comprobar la hipótesis de linealidad y para ello se procede como

sigue.

En las siguientes fórmulas l será el número de niveles de tensiones muestreados,

mientras que im será el número de probetas ensayadas en el i-ésimo nivel de

carga iX .

k

i

imk1

21 ln lkn 2

El valor de F se obtiene de la siguiente expresión:

l

i

m

j

iij

l

i

iii

i

lkYY

lYYm

F

1 1

2

1

2

)()(

)2()ˆ(

Donde ijY es el logaritmo de iN en base diez de la j-ésima probeta ensayada en el

i-ésimo nivel de carga iX .

La hipótesis de linealidad será válida si:

pFF

Donde el valor del parámetro pF se obtiene de la tabla anterior teniendo como

entradas el porcentaje de confianza (90% ó 95%) y los parámetros 21 ln y

lkn 2 .

Cabe recordar que en caso de no cumplirse la hipótesis de linealidad se debe hacer

uso de una regresión del tipo 2CXBXAY .



Página | 75


5.2 MÉTODO DE LA MÁXIMA VEROSIMILITUD

Para determinar el límite de fatiga usando el método de la máxima verosimilitud se

establecerá en primer lugar un rango de tensiones comprendido entre dicho valor

teórico para minimizar el proceso iterativo de cálculo. Para el acero inoxidable AISI-

304 este rango será:

450250SFL

A continuación, con los valores obtenidos en los ensayos, se calcularán las

desviaciones ( X y Y ) que tienen dichos valores respecto de los valores medios,

X e Y , mediante las ecuaciones:

2ˆ;

ˆ1

2

k

YY

B

k

iY

YX

Para calcular el límite de fatiga se barre todo el intervalo de SFL mediante

pequeñas particiones de forma que para cada partición se obtiene el nivel de

probabilidad mediante:

X

ii

XSFLz

minlog

dteFiZ

t

iZ

2

21

l

i

nm

iZ

n

iZ

iii

i iiFFnmn

m

1

1!!

!

En las anteriores fórmulas l representa el número de niveles de tensiones

muestreados, im es el número de probetas ensayadas en el i-ésimo nivel de carga

iX y in el número de ensayos en dicho nivel que alcanzaron vida infinita.

Una vez calculado el límite de fatiga para cada partición se toma como límite de

fatiga final el que provoca el nivel de probabilidad de valor máximo.



Página | 76


5.3 REPRESENTACIÓN GRÁFICA DE LA CURVA S-N

A continuación se muestra la curva S-N obtenida para el acero inoxidable AISI-304

bajo carga torsional cíclica (R=-1) de amplitud constante y controlada en fuerza.

En el eje de abscisas se representa el número de ciclos a los que se produce el fallo

y en el eje de ordenadas la tensión tangencial máxima (es decir, la amplitud,

medida en MPa) aplicada durante el ensayo. Esta tensión tangencial máxima, MÁX

,

se calcula siguiendo la expresión:

4

4

32

32

D

rT

DI

I

rT

MÁX

P

P

MÁX

Donde se ha tenido en cuenta que la tensión máxima se produce en la superficie de

la probeta en su zona de menor diámetro, es decir, 12,5 milímetros.



Página | 77


Dicha curva se ha realizado ajustando los resultados válidos de los ensayos, dentro

de un intervalo de confianza del 95 %. En aquellos en los que se produjo la rotura

éstos se representan mediante un círculo y en los que el ensayo finalizó por Run-

Out mediante un triángulo. Estos resultados son los que se muestran en la

siguiente tabla.


(Nm)

Tension

tangencial

máxima (Mpa)

Frecuencia

(Hz)

Número de

ciclos

1001L ± 110 286,84 6 3500000

1002L ± 100 260,76 6 3500000

1013L ± 111 289,44 7 3500000

1009L ± 109 284,23 7 3500000

1011L ± 113 294,66 7 332011

1006L ± 111 289,44 7 623200

1004L ± 111.5 290,75 7 337940

1007L ± 111 289,44 7 134300

1012L ± 113 294,66 7 45500

Los resultados experimentales que se extraen de la curva S-N del acero inoxidable

AISI-304 es que su límite de fatiga se establece en 288 MPa, como puede

comprobarse en la siguiente gráfica de la función de máxima verosimilitud. Por otro

lado, la intersección se produce entre las dos rectas que forman dicha curva a los

416751 ciclos.

MPaLF 288



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CAPÍTULO 6

RESULTADOS OBTENIDOS

6.1 REPRESENTACIÓN GRÁFICA DE LOS ENSAYOS

A continuación se muestran para cada uno de los ensayos válidos la evolución del

ángulo global girado por la probeta, medido ésta en grados, respecto el número de

ciclos. Dado que al comienzo de cada ensayo se establece como cero el ángulo de

partida en la posición estática de la probeta, es decir, estando ésta agarrada por las

mordazas sin haber comenzado el ensayo, en cada ciclo se produce respecto a esta

referencia dos giros, uno hacia su izquierda, y otro a su derecha. De esta forma,

para cada ciclo se representa el ángulo total girado en un único sentido por una

parte de la probeta estando la otra quieta, es decir, la suma de los valores

absolutos de los dos ángulos relativos anteriores.

Aunque existe una relación entre dicho ángulo girado global y la formación de la

grieta en la probeta no es posible establecer una representación fiel de ésta última,

ya que ese aumento en la deformación durante el ensayo prácticamente no

corresponde al crecimiento de una fisura, gran parte de esa energía es absorbida

durante el régimen elástico y de endurecimiento por deformación en frío del

material, siendo en los últimos ciclos, en apenas 200, cuando la grieta se propaga.

Primer medio ciclo:

Giro desde la posición

de referencia hacia la

izquierda.

Segundo medio ciclo:



derecha.

Ref. de 0º

Mordaza

Fija

Mordaza

Móvil



Página | 79


6.1.1 PROBETA 1004L

La probeta 1004L fue ensayada a una frecuencia de 7 Hz con un par torsional de

111.5 Nm, rompiéndose a 337940 ciclos.

El ángulo global al comenzar el ensayo ronda los 3,2 grados. La evolución es

creciente durante los primeros 30000 ciclos, llegándose a valores en torno a los 4

grados. En dicho instante se produce el endurecimiento del material por

deformación en frío, y dicha evolución comienza a caer suavemente durante todo el

ensayo hasta un mínimo situado sobre los 3,6 grados.

6.1.2 PROBETA 1006L


111 Nm, rompiéndose a 623200 ciclos.




Página | 80


creciente durante los primeros 30000 ciclos, llegándose a valores en torno a los 3,8




6.1.3 PROBETA 1007L




creciente durante los primeros 50000 ciclos, llegándose a valores en torno a los 4


deformación en frío, y dicha evolución comienza a ser prácticamente plana con una

leve caída durante todo el ensayo hasta un mínimo situado sobre los 3,75 grados.

Este ensayo es el más atípico de los cinco, ya que es el único que comienza el

ensayo con un ángulo inferior a tres grados (de hecho, los otros cuatro ensayos

comienzan en un valor situado sobre los 3,2 grados) y tiene la evolución creciente

casi el doble de prolongada, 50000 ciclos frente a 20000.

Este hecho provoca que sea el único ensayo en el que no se cumple que, a mayor

ángulo global alcanzado al comenzar el endurecimiento menor vida a fatiga.

En la representación conjunta de los resultados se expone de forma más clara lo

anteriormente comentado, junto a otras conclusiones.



Página | 81


6.1.4 PROBETA 1011L




creciente durante los primeros 35000 ciclos, llegándose a valores en torno a los 4,5




6.1.5 PROBETA 1012L





Página | 82



creciente durante todo el ensayo, llegándose a valores en torno a los 5 grados

antes de que se produzca la etapa exponencial de rotura.

Es el ensayo más corto de todos, la rotura llega a los 45500 ciclos, y no se aprecia

etapa de endurecimiento por deformación en frío. En el siguiente apartado se

expone estas diferencias con el resto de ensayos.

6.1.6 REPRESENTACIÓN COJUNTA DE TODOS LOS RESULTADOS

A continuación se muestra conjuntamente la evolución del ángulo girado global de

cada una de las probetas.

En la gráfica anterior se puede observar como en cuatro de los cinco casos

representados el ángulo de partida está en torno a los 3,2 grados.

A partir del valor anterior la evolución del ángulo global es siempre creciente

llegando a un máximo entre los 30000 y 35000 ciclos, diferente para cada ensayo,

que da comienzo a la etapa de endurecimiento del material por deformación en frío.

Se puede observar como este máximo marca la vida a fatiga, cuanto mayor es

antes falla la probeta. Esto se pone de manifiesto en todas las excepto la 1007L

que comenzó con un ángulo de partida menor, de unos 2,65 grados, aunque si se

escala este valor representado como instante a cero ciclos el que provoca un ángulo

global de 3,2 grados se puede comprobar que su evolución concuerda con las

demás demostrándose este hecho.



Página | 83


Otro hecho relevante es que en todas las probetas se aprecia el fenómeno del

endurecimiento por deformación en frío excepto en la 1012L, probeta que alcanza

el mayor ángulo global a la altura en la que las demás comienzan este proceso,

continuando así con una evolución creciente hasta su rotura.

Se puede resumir lo anterior diciendo que los fallos por fatiga en el material se

producen en tres fases:

Fase 1 (Iniciación): Una o más grietas se desarrollan en el material. Las

grietas pueden aparecer en cualquier punto del material pero en general

ocurren en la superficie exterior donde las fluctuaciones de tensión son más

elevadas, alrededor de alguna fuente de concentración de tensión.

Fase 2 (Propagación): Alguna o todas las grietas crecen por efecto de la

carga. Generalmente las grietas son tan finas que es muy difícil su

detección, aun cuando se encuentran próximas a producir la rotura de la

probeta.

Fase 3 (Rotura): La probeta continúa deteriorándose por el crecimiento de la

grieta quedando tan reducida la sección neta de la pieza que es incapaz de

resistir la carga desde un punto de vista estático produciéndose la rotura por

fatiga.

Por último, se destaca que otros estudios avalan que el endurecimiento o acritud

provocada por la deformación en frío de los aceros austeníticos causa un

endurecimiento mucho mayor que el que aparece en los aceros inoxidables

ferríticos y martensíticos con el mismo tipo de deformación, y que este

endurecimiento puede atribuirse, en parte, a la inestabilidad de la austenita que se

transforma parcialmente en martensita, contribuyendo a un endurecimiento

excepcional del material. Aunque, sin embargo, esta transformación no es la única

causa del endurecimiento, pues se ha demostrado que ésta aparece incluso en los

aceros que contienen 25% de niquel cuya austenita es perfectamente estable.

Principalmente, la relación entre los contenidos de los tres elementos: C, Ni y Cr

determinan el grado de endurecimiento. En un acero AISI-304 el endurecimiento

aumenta con el contenido de carbono de 0,04 a 0,10%, por encima de esta

cantidad, la acción del carbono es despreciable. Un aumento del contenido de

niquel tiene como efecto el estabilizar la austenita, oponiéndose a su



Página | 84


transformación parcial en martensita. El cromo actúa en el mismo sentido,

estabiliza la austenita haciendo la transformación más lenta. El molibdeno y el

silicio también influyen de la misma manera.



Página | 85


6.2 IMÁGENES DE LAS GRIETAS

Una vez terminados los ensayos, en cinco de las probetas (las que no terminaron

como Run-Out a 3500000 de ciclos), se observa una grieta de forma nítida. En este

apartado se representa dicha grieta para alguna de ellas.

Dado que la grieta crece en la dirección transversal de la probeta y que ésta tiene

forma cilíndrica, la curvatura impide una única imagen completa. Por tanto, para la

creación de la imagen final ha sido necesario montar cientos de imágenes parciales

obtenidas con un microscopio óptico con una lente de 5x 0.10 aumentos, conectado

a una cámara fotográfica. El programa informático utilizado para la composición de

las imágenes obtenidas ha sido Perfect Image.

A continuación se muestran los montajes finales para las probetas 1011L, 1006L y

1004L, las cuales tuvieron los siguientes resultados.


(Nm)

Frecuencia

(Hz)

Número de

ciclos

1011L 113 7 332011

1006L 111 7 623200

1004L 111.5 7 337940



Página | 86


6.2.1 PROBETA 1011L



Página | 87


6.2.2 PROBETA 1004L



Página | 88


6.2.3 PROBETA 1006L



Página | 89


CAPÍTULO 7

CONCLUSIONES

7.1 GRÁFICA S-N

Como ya se ha comentado anteriormente, las curvas S-N muestran la tensión

aplicada para producir el fallo, S, en función del número de ciclos, N, reflejándose

en ellas el hecho experimental que a menor esfuerzo, mayor es la cantidad de

ciclos para producir el fallo.

Por otro lado, cabe recordar que la forma precisa de una curva de resistencia a la

fatiga depende de muchos factores, incluidas las propiedades del material, la

geometría de la probeta de ensayo, el patrón de carga y la condición de la

superficie de la probeta.

A continuación se muestra la curva S-N obtenida. En el eje de abscisas se

representa el número de ciclos a los que se produce el fallo y en el eje de

ordenadas la tensión tangencial máxima (es decir, la amplitud, medida en MPa)

aplicada durante el ensayo..



Página | 90


Se puede observar cómo en el acero inoxidable AISI-304 el límite de resistencia a

la fatiga está claramente definido a 288 MPa, es decir, la curva tiene una asíntota

horizontal por debajo del cual no ocurre el fallo por fatiga sin importar cuántas

veces se repita la carga.

Esta discontinuidad o “codo” es propio de los aceros de resistencia media, y suele

producirse entre los 106 y 107 ciclos (siempre entendiéndose bajo condiciones no

corrosivas, ya que cuando el ambiente es corrosivo las curvas de S-N son

monótonas decrecientes, sin límite de fatiga), en concreto en este caso a los

416751 ciclos.

MPaLF 288

Se representa también la función de máxima verosimilitud, donde se puede

comprobar que los resultados convergen para dicho valor de LF .



Página | 91


7.2 REPRESENTACIÓN GRÁFICA DE LOS ENSAYOS

A continuación se muestran para cada uno de los ensayos válidos la evolución del

ángulo global girado por la probeta, medido ésta en grados, respecto el número de

ciclos. Dado que al comienzo de cada ensayo se establece como cero el ángulo de

partida en la posición estática de la probeta, es decir, estando ésta agarrada por las

mordazas sin haber comenzado el ensayo, en cada ciclo se produce respecto a esta

referencia dos giros, uno hacia su izquierda, y otro a su derecha. De esta forma,

para cada ciclo se representa el ángulo total girado en un único sentido por una

parte de la probeta estando la otra quieta, es decir, la suma de los valores

absolutos de los dos ángulos relativos anteriores.

Aunque existe una relación entre dicho ángulo girado global y la formación de la

grieta en la probeta no es posible establecer una representación fiel de ésta última,

ya que ese aumento en la deformación durante el ensayo prácticamente no

corresponde al crecimiento de una fisura, gran parte de esa energía es absorbida

durante el régimen elástico y de endurecimiento por deformación en frío del

material, siendo en los últimos ciclos, en apenas 200, cuando la grieta se propaga.

Primer medio ciclo:



izquierda.

Segundo medio ciclo:



derecha.

Ref. de 0º

Mordaza

Fija

Mordaza

Móvil



Página | 92


En la representación conjunta de la evolución del ángulo girado por cada probeta, si

se obvia la evolución de la probeta 1007L, se pueden extraer las siguientes

conclusiones:

En primer lugar, se observa cómo el ángulo inicial al comenzar el ensayo ronda

para todas las probetas los 3,2 grados.

Este valor puede corresponder a la deformación que sufre el acero AISI-304 en su

régimen elástico lineal.



Página | 93


Si se parte de la hipótesis que la probeta es perfectamente cilíndrica en su parte

central, el ángulo girado por ésta en régimen elástico cuando se aplica un par

torsional constante en uno de sus extremos mientras el otro permanece empotrado,

responde a la ecuación:

PIG

LT

12

32

4

EG

DI P

En estos ensayos, L vale 56,95 milímetros y dado que se trata de un acero AISI-

304 se ha tomado para los cálculos un módulo elástico, E , 193000 MPa y

coeficiente de Poisson, , 0,25.

Si se realizan los cálculos para un par torsional de 110 Nm (aproximadamente se

trata del par medio de los ensayos) los resultados son únicamente función del

diámetro que se tome para la probeta (ya que realmente no es cilíndrica y dicho

diámetro varía).

Se han tomado dos valores para el diámetro, 12,5 mm (el mínimo de la sección) y

13 mm, algo mayor para compensar la curvatura, estos son los ángulos globales

girados teóricos.

D = 12,5 mm D = 13 mm

Ángulo global

girado (º) 3,88 3,32

Cabe recordar que dado que el par es alterno, para el cálculo del ángulo global hay

que tomar el valor de la amplitud.

L

T

D



Página | 94


En segundo lugar, se observa cómo el ángulo global girado por las probetas

experimenta un crecimiento exponencial durante los primeros 35000 ciclos en el

que se alcanza la máxima deformación obviando el periodo final de colapso.

Este aumento en el ángulo global puede corresponder a la deformación que sufre el

acero AISI-304 en régimen plástico todavía sin presentar grieta visible en su

superficie. A su vez, se observa cómo el valor máximo alcanzado durante este

periodo condiciona la vida a fatiga de la probeta, ya que cuanto mayor es este valor

máximo, menor es la vida del material.



Página | 95


En tercer lugar, se observa cómo, una vez alcanzado por el ángulo global girado su

valor máximo, su evolución experimenta un progresivo descenso, algo más

pronunciado durante los siguientes 60000 ciclos, y suave y prácticamente constante

hasta el final del ensayo.

El descenso en el ángulo global puede corresponder al comienzo del proceso de

endurecimiento por deformación en frío del material. Con el proceso de crecimiento

del ángulo se van reordenado de forma microestructural los granos del acero así

como sus pequeñas imperfecciones, de forma que cuando éstas obtienen cierta

disposición uniforme transfieren al material la dureza que provoca este descenso.



Página | 96


En último lugar, se observa cómo la fase de colapso para todas las probetas ocurre

en muy pocos ciclos, con forma prácticamente de asíntota. Es durante estos ciclos

cuando la fisura se propaga a gran velocidad.

Es difícil aproximar el número de ciclos para los que el crecimiento es exponencial,

pero como valor estimado puede suponerse que la fase de colapso no llega a durar

más de 200 ciclos.

En lo referente a la carga torsional aplicada, se aprecia cómo las probetas

ensayadas a 113 Nm (1012L y 1011L) son las dos primeras probetas en romper, es

decir, las que tienen una menor vida a fatiga. La tercera probeta en romper se

ensayó a 111,5 Nm (la 1004L), mientras que la probeta que resistió más (la 1006L)

tuvo una carga de 111 Nm. Se puede entonces concluir con algo que parece obvio,

a mayor carga cíclica aplicada menor vida a fatiga.



Página | 97


7.3 ORÍGENES DE LAS GRIETAS

Experimentalmente, en materiales frágiles se observa en los ensayos bajo carga

cíclica cómo la grieta tras generarse tiende a recorrer unos cuentos granos en la

dirección cercana a la de máxima tensión normal (MÁX

), es decir, unos 45º

respecto a la carga aplicada. Cuando la grieta es suficientemente grande (es difícil

definir cuando se produce esta transición, y el periodo de vida que ocupa cada una

de las etapas que define) continúa propagándose variando su dirección al plano

perpendicular a la carga, es decir, a la dirección de 0º, que es cercana a la de

máxima tensión tangencial (MÁX

). En esta segunda etapa la microestructura pierde

su preponderancia y el proceso puede ser descrito con Mecánica Continua.

Es una paradoja que esto sea lo que reflejan los resultados experimentales en el

acero AISI-304, ya que cuando las probetas fueron ensayadas bajo carga estática

de tracción tuvieron un comportamiento claramente dúctil.

Este comportamiento frágil del acero AISI-304 bajo carga torsional cíclica se puede

justificar dado que las propiedades a fatiga y estática no tienen por qué coincidir, ni

ser extrapolables.

A continuación se muestran las imágenes de las grietas obtenidas marcando los

lugares en los que la grieta se genera.



Página | 98


7.3.1 PROBETA 1011L

A continuación se muestran fotografías de las superficies de rotura de la probeta

1011L, identificando en ellas los orígenes de las grietas.

Estas dos imágenes corresponden al origen de la primera grieta en cada una de las

dos superficies de rotura generadas por ésta.

Origen de la

segunda grieta Origen de la

primera grieta



Página | 99


Primera grieta: Superficie 1

Primera grieta: Superficie 2

Mientras que estas dos imágenes corresponden al origen de la segunda grieta en

cada una de las dos superficies de rotura generadas por ésta.



Página | 100


Segunda grieta: Superficie 1

Segunda grieta: Superficie 2



Página | 101


7.3.2 PROBETA 1004L

Origen

de la grieta



Página | 102


La siguiente imagen corresponde al origen de la grieta de la probeta 1004L en una

de las dos superficies de rotura generadas por ésta.

Superficie 1

Sólo se pudo obtener una imagen, en la otra mitad de la probeta no era posible

realizar una fotografía clara.



Página | 103


7.3.3 PROBETA 1006L

Origen

de la grieta



Página | 104


Las siguientes imágenes corresponden al origen de la grieta de la probeta 1006L en

cada una de las dos superficies de rotura generadas por ésta.

Superficie 1

Superficie 2



Página | 105


7.4 IMÁGENES OBTENIDAS CON EL MICROSCOPIO

ELECTRÓNICO

Para obtener una mayor información de cómo ha sido el proceso de crecimiento de

la grieta se escogió la probeta 1006L (que fue la que tuvo una mayor vida a fatiga

con 623200 ciclos) como la primera para ser observada bajo un microscopio

electrónico de barrido.

A continuación se muestra una imagen de la probeta estudiada diferenciando en

ella las distintas partes que fueron fotografiadas con el microscopio electrónico.

Dichas partes eran comunes en el resto de probetas que fracturaron, es decir, en

menor o mayor medida, también estaban presentes en todas ellas.

Zona 1: Superficie de la fractura generada por el proceso de fatiga. En su

parte exterior se inicia la grieta.

Zona 2: Superficie de la fractura de color negro (origen desconocido).

Zona 3: Superficie generada durante el ensayo final de tracción con el que

se rompe la probeta en dos mitades.

Zona 2

Zona 3

Zona 1



Página | 106


7.4.1 PROBETA 1006L: IMÁGENES DE LA SUPERFICIE DE FATIGA

(ZONA 1)

La zona 1 corresponde a la superficie generada por la grieta durante el proceso de

fatiga. En esta zona se pueden diferenciar distintas partes a su vez a medida que

avanzamos hacia el núcleo de la probeta, es decir, a medida que la grieta avanza

desde la superficie exterior (donde se genera) hacia el interior de la probeta.

En contacto con el borde exterior de la probeta está el origen de la grieta, mientras

que a medida que se acerca uno a la parte interior de la probeta se diferencian la

zona a fatiga a alto número de ciclos y la zona a fatiga generada en los últimos

instantes del ensayo.

Zona 1

Origen de

la grieta

Fatiga a alto

número de ciclos

Fatiga instantes

finales del ensayo



Página | 107


El microscopio electrónico ofrece la siguiente imagen en la zona a alto número de

ciclos próxima al origen de la grieta. Dicha imagen fue obtenida con una resolución

de x10.0k y escala de 5.00 um.

Zona próxima al origen de la grieta (x10.0k 5.00 um)

En esta imagen se puede apreciar las estrías generadas durante el proceso de

fatiga, con un patrón de propagación claro.

A medida que se avanza en esta superficie alejándose del origen, las estrías son

cada vez más difusas y con un patrón menos definido, estando a su vez más

separadas y más profundas.

En la siguiente imagen se muestra para una resolución de x2.0k y escala de 20.00

um la zona generada al final del ensayo, donde se puede observar lo comentado

anteriormente. Para tener una referencia de las diferencias en la disposición de las

estrías con respecto a la zona cercana al origen también se muestra una imagen

ampliada de dichas estrías en esta zona para los mismos aumentos que la primera

(x10.0k y 5.00 um).



Página | 108


Zona generada en los últimos ciclos del ensayo (x2.0k 20.00 um)

Zona generada en los últimos ciclos del ensayo ampliada (x10.0k 5.00 um)



Página | 109


Las diferencias entre las estrías generadas en ambas zonas son claras: En la zona

cercana al origen éstas están más juntas y alineadas, mientras que a medida que

nos alejamos hacia la parte interior de la probeta se aprecian en menor medida,

estando separadas, sin distribución homogénea y alcanzando una mayor

profundidad.

En la zona cercana al origen

de la grieta las estrías están

muy juntas, con una

distribución uniforme, y con

poca profundidad.

En la zona cercana al interior

de la probeta las estrías se

aprecian de forma más difusa,

estando muy separadas, sin

distribución homogénea y

alcanzando una mayor

profundidad que en la zona

cercana al origen.



Página | 110


7.4.2 PROBETA 1006L: IMÁGENES DE LA SUPERFICIE NEGRA

(ZONA 2)

La zona 2 corresponde a superficies colindantes con la superficie generada por la

grieta durante el proceso de fatiga, las cuales ofrecen un aspecto negruzco y

claramente diferente con las demás. El origen de estas superficies es desconocido.

Para obtener mayor información sobre esta zona se procedió a tomar imágenes con

el microscopio electrónico en algunos puntos de ésta, aunque no se pudo extraer

conclusiones claras de su origen.

En primer lugar se obtuvo una imagen general, mientras que las dos siguientes

ofrecen un mayor aumento.

Zona 2

Zona 2



Página | 111


Zona negra (x500 100 um)

Zona negra (x2.0k 20.00 um)



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7.4.3 PROBETA 1006L: IMÁGENES DE LA SUPERFICIE DE

ROTURA A TRACCIÓN (ZONA 3)

La zona 3 corresponde a la superficie generada durante el ensayo de tracción

necesario para obtener dos mitades de la probeta, es decir, al finalizar el ensayo de

fatiga se obtiene una probeta con una grieta transversal a su dirección longitudinal,

para romperla por completo se le aplica una carga a tracción de crecimiento lineal

hasta que se consigue partir en dos la probeta original.

Las imágenes obtenidas con el microscopio electrónico en distintos lugares de esta

superficie ofrecen una distribución común caracterizada principalmente por la

aparición de huecos y crestas en la superficie en mayor o menor medida.

Zona 3



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Zona de rotura (x2.0k 20.00 um)




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SUPERFICIE NEGRA (ZONA 2)

Dado que las zonas que ofrecieron menor información (y de las que se desconoce

su origen) fueron las zonas negras se ha tratado de ver en otras probetas cómo son

éstas bajo el microscopio electrónico, a fin de comprobar si los resultados son

similares. Con ese objetivo se exploró dicha superficie en la probeta 1004L, la cual

se ensayó con una carga próxima a la de la 1006L, es decir, la 1004L se ensayó a

111,5 Nm mientras que la 1006L a 111 Nm, por lo que se esperaban a priori

fotografías comparables.

Cabe recordar que la zona 2 corresponde a superficies colindantes con la superficie

generada por la grieta durante el proceso de fatiga, las cuales ofrecen un aspecto

negruzco y claramente diferente con las demás.




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Es difícil establecer diferencias o similitudes entre las zonas negras de las probetas

1006L y 1004L. Las imágenes no muestran patrones identificables, aunque la

textura parece equivalente. Cabe destacar que la imagen correspondiente a la

1004L parece tener cierta suciedad sobre la superficie. Dicha suciedad es probable

que sean restos de taladrina (lubricante utilizado en las máquinas de corte) que no

fueron bien eliminados durante la limpieza de la probeta tras realizar las particiones

necesarias para poder introducirla en el microscopio electrónico. Si estos restos de

suciedad no son tenidos en cuenta las imágenes parecen similares, aunque no es

posible sacar conclusiones más específicas.

Zona negra de la probeta

1006L. Imagen tomada a

x2.00k y 20.0 um.

Zona negra de la probeta

1004L. Imagen tomada a

x2.00k y 20.0 um.



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SUPERFICIE DE ROTURA A TRACCIÓN (ZONA 3)

La zona 3 corresponde a la superficie generada durante el ensayo de tracción

necesario para obtener dos mitades de la probeta.

Dado que esta superficie es independiente del proceso de fatiga, puesto que éste

último sólo condiciona en principio el tamaño de dicha superficie pero no su

textura, los resultados que se esperan deben ser similares que los obtenidos para la

probeta 1006L.

Zona de rotura (x250 200 um)

En esta vista general de la superficie se aprecian los mismos hoyos y crestas que se

observaban en la probeta 1006L.

Esto se pone de manifiesto de forma aun más evidente al ver imágenes ampliadas

con los mismos aumentos que los aplicados para la primera probeta.



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Las similitudes entre las zonas de rotura generadas en ambas probetas son claras:

En ambos casos se observan los mismos cráteres, los cuales proporcionan a las

superficies esa apariencia de estar formados por hoyos y crestas.

Zona de la rotura de la

probeta 1006L durante el

ensayo de tracción. Imagen

tomada a x2.00k y 20.0 um.

Zona de la rotura de la

probeta 1004L durante el

ensayo de tracción. Imagen

tomada a x2.00k y 20.0 um.



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7.5 APARICIÓN DE MARTENSITA EN LA SUPERFICIE DE

LAS PROBETAS

Dado que la superficie de la probeta es el lugar en el que se concentran mayores

tensiones y donde las deformaciones son más grandes es lógico pensar que si en

alguna zona se produce la aparición de martensita sea aquí.

La transformación martensítica producida en aceros inoxidables austeníticos, como

por ejemplo el acero AISI-304, puede originar el Cierre Inducido por

Transformación de Fase, el cual está caracterizado por cambios de fase

metalúrgicos en el borde de la grieta que provocan un incremento de volumen en la

región y un cierre prematuro de la grieta. El proceso es análogo al Cierre Inducido

por Plasticidad.

La martensita es una fase cristalina que puede aparecen en aleaciones ferrosas.

Dicha fase se genera a partir de una transformación de fases sin difusión, a una

velocidad que es muy cercana a la velocidad del sonido en el material, de forma

que es una solución sólida sobresaturada de carbono y austenita. Por otro lado, los

aceros con microestructura martensítica son los más duros (aunque ésta depende

del contenido en carbono) y mecánicamente más resistentes, pero también son

más frágiles y menos dúctiles.

Esta fase puede aparecer de forma más frecuente en aleaciones en las que se

enfría rápidamente la fase austenítica del acero hasta la temperatura ambiente

(proceso conocido como temple que evita la difusión homogénea del equilibrio),

aunque también en algunos aceros concretos bajo deformación en frío. Los aceros

más propensos a sufrir la aparición de martensita son los aceros ricos en fase

austenítica a temperatura ambiente. El acero AISI-304 es uno de ellos, por lo que

el endurecimiento que se observa en el material, el cual provoca la caída del ángulo

global girado por las probetas, se podría explicar bajo este fenómeno.

Con el objetivo de determinar si se producía aparición de martensita durante los

ensayos a fatiga se procedió a estudiar la probeta 1006L (la probeta que obtuvo

mayor vida).

Para ello se cortó un extremo de dicha probeta por dos planos longitudinales, de

forma que se obtuvieron tres partes. Dichas partes contenían sobre los bordes de la

superficie creada por el corte las tres zonas descritas anteriormente: la zona 1 de



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fatiga, la zona 2 negra y la zona 3 de rotura tras el ensayo final de tracción.

Las siguientes imágenes describen cómo se realizaron dichos cortes.

Las zonas que se podían observar en la probeta eran:

Zona 2

Superficie negra

Zona 3

Superficie de rotura Zona 1

Superficie de fatiga



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Y los cortes que se realizaron seguían los siguientes planos:

De forma que las superficies que quedaron a la vista en las probetas empastilladas

son las que se muestran rayadas en la dirección de la flecha:

Plano 2

Plano 1



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Las partes obtenidas al seccionar la probeta fueron empastilladas, dejando al

exterior la superficie obtenida en el corte como se ha explicado. Dicha superficie

tenía como bordes las zonas correspondientes a fatiga, zona negra y de rotura, por

lo que si se formase martensita su presencia y profundidad podría ser observada

tras el ataque químico correspondiente.

La preparación de las superficies de ataque consistió únicamente en un pulido

similar al que se realizó como procedimiento previo a los ensayos. Para ello se

realizó un desbastado utilizando una secuencia de lijas que iban desde las de mayor

rugosidad (menor número identificativo) que provocaban una mayor erosión, hasta

lijas de menor rugosidad (mayor número identificativo), las cuales apenas

arrancaban material. Dicha secuencia fue 500, 1000, 2400 y finalmente 4000. Este

conjunto de lijas se eligió de manera que la variación en el desbaste fuera lo más

progresiva posible, sin grandes saltos entre unas y otras, con el objetivo de

conseguir una superficie uniforme de calidad espectral.

De esta manera, el ataque elegido para revelar la presencia de martensita fue el

descrito a continuación:

Ataque Químico Revelado de la Martensita [29]

Solución formada por un quinto en volumen de ácido clorhídrico al 35% y el resto

de agua destilada. Por cada 100 mililitros de la solución anterior se añade entre

medio gramo y un gramo de metabisulfito potásico. Para revelar la estructura se

sumerge la probeta entre 30 y 120 segundos, moviéndola de forma continua. Bajo

el microscopio óptico la martensita se revela de color azul, mientras que la

austenita lo hace de color amarillo.



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Por otro lado, cabe destacar que también se intentó revelar la martensita mediante

una solución formada por 100 centímetros cúbicos de agua destilada con 5 gramos

de cloruro férrico y 5 gramos de ácido clorhídrico, aunque este ataque resultó no

ser efectivo.

Los resultados obtenidos tras realizar los ataques químicos a las secciones de la

probeta 1006L se muestran en las siguientes imágenes.

Para la primera sección se tenían estos bordes:

Se espera encontrar presencia de martensita en la zona de fatiga

predominantemente, aunque puede que también aparezcan restos en la zona de

rotura. La superficie negra es una zona sin caracterizar, así que se espera poder

arrogar más conocimiento a las circunstancias que la produce.

Borde 2:

Superficie

de fatiga

Borde 1:

Superficie

negra

Borde 3:

Superficie

de rotura



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Los resultados obtenidos para la superficie negra (borde 1) fueron:



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Los resultados obtenidos para la superficie de fatiga (borde 2) fueron:



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Los resultados obtenidos para la superficie de rotura (borde 3) fueron:



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También se muestran a continuación los resultados obtenidos para bordes

interiores de la probeta, las cuales ya que en ningún caso deben contener

martensita, pueden usarse como forma de control de la “calidad” del ensayo:



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Para la segunda sección se tenían estos bordes:

Se espera encontrar, al igual que para la sección de la probeta anterior, presencia

de martensita en la zona de fatiga.

Borde 1:

Superficie

de fatiga

Borde 2:

Superficie

negra



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Los resultados obtenidos para la superficie de fatiga (borde 2) fueron:



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Los resultados obtenidos para la superficie negra (borde 2) fueron:



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Los resultados obtenidos para los bordes interiores fueron:



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Para la tercera sección se tenía únicamente un tipo de borde:

Hasta ahora, en todas las superficies de fatiga se encontró presencia de martensita.

Por otro lado, en la zona negra la apariencia pude considerarse semejante en

ambos casos.

Así, con objeto de analizar la presencia de martensita en la zona de rotura se

obtuvieron las siguientes micrografías, que ponen de relevancia que el ensayo de

tracción estático final que se les hace a las probetas para seccionarlas no aparece

ésta.

Borde 1:

Superficie

de rotura



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Los resultados obtenidos para la superficie de rotura (borde 1) fueron:



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Los resultados obtenidos para los bordes interiores fueron:



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7.5.1 APARICIÓN DE MAGNETISMO

El ataque químico realizado para determinar la presencia de martensita es positivo,

aunque no debe utilizarse para establecer la cantidad macroscópica de ésta, ya que

el revelado se difumina en las zonas limítrofes. Además, al sacar la probeta de la

solución ésta resbala por la superficie manchando el resto de dicha superficie,

proporcionando el aspecto de “cristal mojado” a la micrografía. Este hecho se puede

comprobar en probetas con zona azul, donde se forman líneas azules claramente

reconocibles. Por otro lado, se añade la circunstancia que la sobreexposición al

ataque es difícil de controlar, lo que favorece que se degrade la coloración.

De esta forma, en este apartado se intenta justificar la presencia de martensita

mediante otro enfoque completamente diferente al usado anteriormente.

Este enfoque es el siguiente: El acero inoxidable AISI-304 forma parte de los

aceros denominados "austeníticos", llamados así por tener una estructura

metalográfica formada básicamente por austenita en estado recocido. Esta fase es

amagnética. Sin embargo, la martensita no lo es, por lo que si las probetas tras los

ataques presentan permeabilidad magnética se podría confirmar junto con los

resultados del ataque que la presencia de martensita es un hecho.

En todos los ensayos válidos se comprobó que las probetas eran magnéticas,

aunque no se midió su permeabilidad. El ensayo se basó en acercar un imán a las

superficies de rotura, observándose cómo eran rápidamente atraídas.

Se puede decir entonces que la presencia de martensita en las probetas, y que ésta

se formase durante el proceso de deformación en frío, es una hipótesis

completamente válida para justificar los resultados experimentales obtenidos.

A modo de comentario, se añade que un estudio hecho por Post y Eberle [30] sobre

dos aceros inoxidables, inicialmente en estado recocido (completamente

austeníticos), demostraron que cuando aparece una transformación martensítica, la

influencia de la acritud se manifiesta no solo bajo la forma de un endurecimiento,

sino también por un aumento de la permeabilidad magnética. La comparación de la

influencia de las deformaciones sobre la permeabilidad magnética por un lado y

sobre la carga de rotura por otro, permitió a los autores citados el efectuar una

evaluación de la estabilidad de la austenita.



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BIBLIOGRAFÍA

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short fatigue cracks at a sharp notch”.

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[28]. TOTTEN, G. E., FUNATANI, K. Y XIE, L., 2004, “Handbook of

metallurgical process design”.

[29]. TOTTEN, G. E., FUNATANI, K. Y XIE, L., 2004, “Handbook of

metallurgical process design”.

[30]. POST Y EBERLE, 2006, “Revista del Instituto de Investigación de la

Facultad de Ingeniería Geológica, Minera, Metalúrgica y Geográfica. Julio

2006, Vol. 9, Nº 18”.



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Documents

ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIEROSbibing.us.es/.../fichero/Proyecto+Fin+de+Carrera_MVC.pdfexperimental, dentro de la cual se englobaría este trabajo. Obtención de la Curva S-N