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Jornadas SAM – CONAMET – AAS 2001, Septiembre de 2001
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ESTUDIO DE SUPERFICIES DE FRACTURA EN FUNDICION
ESFEROIDAL CON DISTINTAS MATRICES
a
a/b
a
a/b
a/b
P.Ratto , V.Fierro , A.Ansaldi , N.Alvarez Villar , F.Agüera
a
DEIMAT – CITEFA, J.B. de Lasalle 4397, Villa Martelli, Buenos Aires (1603)
DICyT – UdeMM, Rivadavia 2258, Capital (1034)
pratto@citefa.gov.ar – faguera@citefa.gov.ar
b
RESUMEN
Desarrollamos un estudio comparativo de las superficies de fractura en fundiciones
esferoidales (FE) con distintas matrices, mediante microscopía electrónica de barrido. Se
identifican mecanismos característicos sobre probetas de ensayos Charpy y de
fractotenacidad. Se analizan las características del modo de rotura presente, como es el
cuasiclivaje para las ADI, y su relación con la temperatura de ensayo. Se proponen relaciones
entre lo observado y los valores medidos en cada caso.
Palabras clave
Fundición de Grafito Esferoidal, Fractura, Mecanismos.
INTRODUCCIÓN
A partir del análisis fractográfico puede obtenerse valiosa información respecto del
estado de tensiones y la influencia de la temperatura. En el caso de componentes mecánicos
permite además determinar el origen y las características de las fisuras que se propagan hasta
la falla.
Para predecir el comportamiento en servicio, es conveniente realizar dicho análisis
sobre probetas de laboratorio ensayadas a distintas temperaturas. Con esta finalidad, son
especialmente apropiados los ensayos para medir la tenacidad (fractomecánicos y de
impacto). La descripción que presentamos se aplica a los mecanismos presentes en las
fracturas producidas en este tipo de ensayos.
El análisis de superficies de fractura en fundiciones, particularmente las esferoidales,
presenta mayor dificultad que en gran parte de los metales estructurales. Para éstos, los
mecanismos de fractura están ampliamente reportados en la bibliografía1. La diferencia puede
atribuirse a una matriz metálica relativamente compleja y, fundamentalmente, a la presencia
de esferoides que representan discontinuidades en dicha matriz metálica.
Dado el interés de las fundiciones como material sustituto de metales estructurales, son
varios los autores2,3,4 que se han ocupado de su estudio desde dicha perspectiva. Dichos
autores han propuesto mecanismos que son detallados en el caso de las fundiciones
esferoidales con matrices ferríticas, perlíticas y ferrítico-perlíticas. Son dos las características
de estos estudios que vale la pena destacar: por un lado, todos los mecanismos propuestos
permanecen en esa categoría ya que su verificación es intrínsecamente difícil. En segundo
lugar, se presta especial atención al papel de los esferoides (grafitos primarios) en la
formación de superficies de fractura, estimando similar influencia para los grafitos
secundarios y las inclusiones, que actúan en una escala diferente5.
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Las investigaciones en el mismo sentido sobre las ADI son aún más recientes y los
mecanismos propuestos están actualmente en etapa de estudio6.
DESCRIPCION DE LOS MECANISMOS DE FRACTURA EN FUNDICIONES
ESFEROIDALES CON DISTINTOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS.
Ferríticas: Fractura dúctil
Las etapas en la fractura son las siguientes:
a) Formación de una superficie libre en la interfase grafito primario/ferrita por
decohesión (similares mecanismos se observan en inclusiones y otras partículas de segunda
fase, ya sea por decohesión en la interfase y/o fisuración de la partícula).
b) Crecimiento de microhuecos por deformación plástica.
c) Coalescencia de microhuecos adyacentes.
Los microhuecos se forman alrededor de una partícula de segunda fase/inclusión cuando
se aplica una tensión suficiente como para romper la unión entre la partícula y la matriz. La
nucleación de microhuecos tiende a producirse más fácilmente cuando las partículas son
grandes. El grado de deformación plástica generado depende del nivel de tensión aplicado y
por supuesto de la tenacidad de la matriz.
Las propiedades de fractura están controladas por el crecimiento y coalescencia de
microhuecos. Los mismos alcanzan un tamaño crítico (relacionado con el espaciado
internodular) llegado al cuál se produce la inestabilidad plástica local que conduce a la
fractura. En las ferríticas, es muy marcado la influencia de la temperatura. La fractura es de
naturaleza transgranular.
Ferríticas: Fractura frágil
El inicio de la fractura se localiza en discontinuidades microestructurales donde se
alcanzan tensiones críticas. Normalmente se localizan en las adyacencias de grafitos primarios
(interfase ferrita/grafito), inclusiones y otras partículas de segunda fase. El clivaje puede
definirse como la propagación rápida de una fisura según un plano cristalográfico particular.
El clivaje da fractura frágil pero en las FE debe estar precedido por fractura dúctil muy
localizada en los términos descriptos en el parágrafo anterior (en cuyo caso, rigurosamente
hablando, debe hablarse de cuasiclivaje o bien "cuasiclivaje transgranular frágil"). El camino
de fractura es transgranular.
Perlíticas: Fractura mixta
En las perlíticas, el mecanismo de fractura es definidamente mixto y se denomina
cuasiclivaje. Experimentalmente se observa que el mecanismo evidenciado por la superficie
de fractura es el mismo en todo el rango de temperaturas. Puede describirse la fractura de
acuerdo con la siguiente secuencia:
a) Decohesión entre los grafitos primarios y la matriz.
b) Crecimiento de la zona deformada plásticamente.
c) La zona plástica alcanza un tamaño "crítico" (no se presenta la coalescencia de
microhuecos característica de la fractura dúctil). El tamaño "crítico" muestra dependencia con
la temperatura, pero es siempre pequeño.
d) Avance de la fisura esencialmente por clivaje. La matriz presenta baja tenacidad.
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ADI: Fractura mixta
En las ADI la secuencia para la fractura es básicamente la misma que en el caso de las
FE perlíticas con la salvedad de que es muy posible que el frente de fisura "rápida" se
encuentre con una zona de alta tenacidad, generalmente asociada con austenita retenida, por lo
que la fisura puede arrestarse hasta que la fuerza impulsora sea suficiente como para repetir
las etapas b) a d)7 del parágrafo anterior. Adicionalmente, la tenacidad de la ausferrita es
sensiblemente superior a la de la matriz perlítica en todo el rango de temperaturas.
Lo anterior provoca que el mecanismo de cuasiclivaje frágil esté inhibido en las ADI.
Esto explica la tenacidad relativamente elevada que puede lograrse a bajas temperaturas, aún
para aquéllos casos nominalmente por debajo de la temperatura de transición. Por otro lado, a
temperaturas elevadas tampoco es posible un mecanismo como el que hemos presentado
como dúctil. En consecuencia no se alcanzan los valores de tenacidad obtenidos con las
ferríticas aunque resisten satisfactoriamente la comparación por la ventaja de su
comportamiento a bajas temperaturas.
a)
b)
c)
Figura 1: ADI, ensayo de impacto. a) -40°C, 30 J; b) 0°C, 49 J; c) 100°C, 102 J. SEM, 1000x.
Figura 1: fractografías correspondientes a ensayos Charpy a distintas temperaturas. La
tenacidad resultante aumenta de izquierda a derecha. Se observa el aumento del tamaño
crítico de la zona plástica alrededor de los esferoides. Como se observa en c), puede haber
localmente coalescencia de microhuecos.
OBSERVACION DE SUPERFICIES DE FRACTURA
Matrices perlítico-ferríticas
En esta sección presentamos fractografías obtenidas de probetas ensayadas en
fractotenacidad (flexión en tres puntos prefisuradas)8 y en impacto (Charpy sin entalla)9 con el
objeto de ilustrar los mecanismos observados. En todos los casos corresponden a morfologías
típicas de la zona de propagación de la fisura, lejos de la zona de inicio. La técnica empleada
es microscopía electrónica de barrido. Se utilizaron un microscopio SEM Philips 515 y un
ESEM Electroscan 2010.
Figura 2: Caso de matriz ferrítica, con fractura dúctil. Se observa coalescencia de
microhuecos entre los nódulos y a la vez una elevada “densidad nodular aparente”, provocada
por el avance preferencial del frente de fisura uniendo las zonas plásticas que rodean a los
esferoides. Con el término “densidad nodular aparente” indicamos la razón entre los nódulos
que quedan expuestos y la superficie de fractura, por oposición a la densidad nodular que se
obtiene por corte en probetas metalográficas.
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a)
b)
Figura 2: FE de matriz ferrítica, probetas de fractomecánica, zona de crecimiento
inestable (vista y detalle), ensayo a 20° C, SEM. a) 600x; b) 1200x.
Figura 3: caso de matriz ferrítica con fractura frágil (cuasiclivaje). La matriz es similar
a la de la figura 2. Se observa una pequeña zona plástica muy localizada, y el típico aspecto
facetado del modo clivaje.
a)
b)
Figura 3: FE de matriz ferrítica, probetas de fractomecánica, zona de crecimiento
inestable (vista y detalle), ensayo a -60° C, SEM. a) 250x; b) 1200x.
Figura 4: superficies de fractura frágil obtenidas por impacto en una FE similar a la de
la figura 3 (pese a las distintas temperaturas de ensayo, la condición de ambas probetas es
similar por estar por debajo de la temperatura de transición en cada caso). Los mecanismos de
fractura son esencialmente los mismos, mostrando que la velocidad de deformación
(sensiblemente mayor para el caso de impacto) no tiene una influencia marcada en los
mecanismos característicos, como si lo es la temperatura del ensayo, que tiene un efecto
determinante sobre la tenacidad de las FE ferríticas.
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Observamos en la figura 4 b) que cuando el frente de fisura se encuentra con una zona
de mayor densidad nodular, puede aparecer plasticidad extendida aún a temperaturas por
debajo de la de transición.
a)
b)
Figura 4: FE de matriz ferrítica, probetas de impacto, ensayo a 20° C, ESEM. a) 200x; b) 250x.
Figura 5: para este tipo de matrices, el modo de falla es siempre cuasiclivaje en todo el
rango de temperaturas correspondiendo a valores bajos de tenacidad. A diferencia del caso de
las matrices ferríticas, el mecanismo de plasticidad localizada tiene mínima participación.
a)
b)
Figura 5: FE de matriz perlítica, probetas de impacto (vista y detalle),
ensayo a 20° C, ESEM. a) 450x; b) 1000x.
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Matrices ADI
En el caso de las FE ADI, la matriz es mucho más tenaz que en las perlíticas. Por ende
el tamaño crítico de las zonas plásticas es mucho mayor, con la particularidad de que la
variación de los valores de tenacidad con respecto a la temperatura está mucho más atenuada,
manteniendo valores relativamente altos.
Figura 6: en a) es evidente la diferencia de “densidad nodular aparente”. La fatiga (que
no es objeto de estudio detallado en este trabajo) es esencialmente frágil por lo que la fractura
no está controlada por la zona plástica adyacente a los esferoides. El caso contrario ocurre en
la propagación inestable. Bajo el estado de tensiones previo a la fractura, se originan zonas
plásticas en la adyacencia de los esferoides. La fuerza impulsora de la fractura induce que
estas zonas crezcan hasta alcanzar un tamaño crítico donde se produce el cambio al modo de
cuasiclivaje, el cuál depende de la temperatura y la matriz. En b) aparece un efecto similar en
probetas de impacto sin entalla. Por las características geométricas de estas probetas, el inicio
de la fractura se encuentra con zonas plásticas de mayor tamaño cerca de la superficie. En
ambos casos (fractomecánica e impacto) la fisura avanza preferencialmente a través de estas
zonas plásticas (en la medida que alcancen un tamaño crítico). De ahí la gran cantidad de
nódulos que quedan expuestos, observables a ojo desnudo.
a)
b)
Figura 6: ADI. a) probeta de fractomecánica, zona límite entre superficie de fatiga (abajo)
y de propagación (arriba), ensayo a 20° C, SEM 30x; b) probeta de impacto,
la fisura avanza de izquierda a derecha (fractura mixta), ensayo a 20°C, ESEM 250x.
La transición que se observa en la figura 6 b) corresponde a un fenómeno característico
para los ensayos de impacto a temperaturas dentro de la zona de transición (entre el lower y el
upper shelf). Se observa un cambio pronunciado en el modo predominante, de dúctil a frágil,
en una zona determinada de la superficie de fractura. Este cambio no es atribuible (por
supuesto) a la temperatura.
Figura 7: en estas dos fractografías se observa la competencia entre las dos etapas del
mecanismo de fractura. La preponderancia de una u otra está relacionada primariamente con
la tenacidad del material y afectada por la temperatura.
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a)
b)
Figura 7: ADI, probetas de fractomecánica, zona de propagación inestable.
a) ensayo a -20° C, SEM 850x; b) ensayo a 20°C, SEM 500x.
Figura 8: ADI, probeta de fractomecánica, zona de
propagación inestable, ensayo a 20°C, SEM 300x.
Figura 9: ADI, probeta de impacto,
ensayo a -20° C, ESEM 1500x.
Figura 8: tal como ocurría en el caso de la figura 4 b), pueden presentarse variaciones
locales. En la zona con menor densidad nodular, aparece clivaje a pesar de que la morfología
predominante muestre mayor plasticidad.
Figura 9: Detalle de una probeta ensayada a temperatura cercana al lower shelf, dando
como resultado una baja tenacidad. Este es un ejemplo del paso de plasticidad muy localizada
alrededor del esferoide, a clivaje. Se observa la diferencia morfológica entre los microhuecos
y las facetas. Notar que aún estando la temperatura por debajo de la temperatura de transición,
la plasticidad está siempre presente.
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CONCLUSIONES
En las FE no aparecen mecanismos puros, lo que dificulta enormemente el estudio
exhaustivo de la superficie de fractura, por lo que el tema no se agota en este trabajo. Esta es
una característica común de muchos materiales estructurales modernos.
El mecanismo actuante para las FE es una secuencia de crecimiento y coalescencia de
microhuecos seguida de clivaje. La contribución de cada una de estas etapas está
condicionada por la temperatura y la matriz, aunque la influencia de la temperatura aparece
muy atenuada en el caso de las FE perlíticas y las ADI. Entre estas últimas es marcada la
diferencia de tenacidad intrínseca de la matriz lo que explica los distintos rangos de
plasticidad observados en uno y otro caso. En las FE ferríticas, el efecto de las temperaturas
de ensayo es determinante para el modo de falla predominante.
Se observó un proceso de transición de dúctil a frágil para las probetas ensayadas al
impacto en temperaturas alrededor de la de transición. Una posible explicación a este
fenómeno radica en la presencia de zonas plásticas cercanas a la superficie cargada por
tracción, generadas por las tensiones aplicadas previo a la rotura. A medida que la fisura
avanza, se interna en regiones donde esta plasticidad es menor. En ese punto, la fuerza
impulsora de la fractura alcanza para que opere el mecanismo de clivaje.
Las fractografías sobre probetas ensayadas en condiciones controladas de laboratorio,
permiten relacionar la respuesta mecánica a diferentes temperaturas y condiciones de carga
con los aspectos morfológicos de las superficies de fractura generadas. El conocimiento
adquirido es trasladable al análisis de falla en componentes.
Surge la posibilidad de completar este trabajo estudiando superficies obtenidas en
otros ensayos. Particularmente superficies de fatiga, y en otras condiciones ambientales.
REFERENCIAS
1
Wulpi, "Understanding how components fail", ASM, Ohio, 1988
ASM, Metal Handbook Vol 11 Failure Analysis and Prevention, ASM, Ohio, 1995
3
Eldoky & Voigt, "Fracture of ferritic ductile cast irons", AFS, 1985
4
Voigt & Eldoky, "Crack initiation and propagation in as-cast and fully pearlitic ductile cast
iron", AFS, 1986
5
Voigt & Eldoky, "Crack initiation and propagation in quenched and tempered ductile cast
iron", AFS 86-104, 631-636, 1986
6
Martínez, Boeri & Sikora, "Mecanismos de fractura en fundiciones de grafito esferoidal
austemperizadas - ADI", Jornadas SAM 2000 - IV Coloquio Latinoamericano de Fractura y
Fatiga, 615-622, 2000
7
Fan & Smallman, "Some observations on the fracture of austempered ductile iron", Scripta
Metallurgica et Materialia, 31 (2), 137-142, 1994
8
Fierro, ¨Fractotenacidad en ADI¨, IT-UNSAM, Buenos Aires, 2001
9
Ratto, ¨Propiedades mecánicas a bajas temperaturas de ADI¨, FCEN-UBA (en preparación)
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