Proyecto Fin de Carrera_MVC

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
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
1.5
MECÁNICA DE LA FRACTURA .............................................................20
 -N ..............................................................14
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
7.4.5
PROBETA 1004L: COMPARACIÓN DE LAS IMÁGENES DE LA
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 microdeformaciones. 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.
a 
 MÁX   MÍN
2
   MÁX   MÍN
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:
m 
O por el cociente de tensiones,
 MÁX   MÍN
2
R:
R
 MÍN
 MÁX
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 logarítmicalogarítmica la amplitud de la tensión en función del número de ciclos, se obtiene
una relación lineal, que puede expresarse de la forma:

b
  a   f 2 N f 
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:
 p
2
Donde
 f
c
  f 2 N 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:
  e  p 



2
2
2 

 
 e   a 



2
2E
E 


  a   f 2 N f
2

b

 e  f
2 N f

2
E

b
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Donde b es el coeficiente de Basquin. Combinando de nuevo estas relaciones se
obtiene:
  e  p 



2
2
2 


 p
c 
  f 2 N f   
2



 e  f
b
2 N f  

2
E

  f
2 N f b   f 2 N f c

2
E
Donde esta ecuación describe la relación entre la amplitud total de deformación y el
Amplitud total de la deformación (Log)
número de ciclos. En la siguiente imagen se representa su evolución Log-Log:
Número de ciclos al fallo Nf
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
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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:
 
  K   p
nf
Ya que teniendo en cuenta:

  e  p 


2
2
2 

 
1 
   n f 
 p  
 
 K  
1
  1    n f

 

2
2E 2  K  
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
 p
2
nf .
c
  f 2 N f 
Esta relación es:
c
1
1 5nf
De modo que según esta expresión, los materiales con mayores valores de
nf
tienen mayor vida a la fatiga.
Además, puede demostrarse que:
nf 
b
c
y
K 
 f
 f n
f
Manson ha propuesto una forma simplificada de la ecuación:
  f
2 N f b   f 2 N f c

2
E
Esta es:
  3.5
Donde
f
 UTS
0.12
0.6
0.6
Nf
 f Nf
E
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:
x 
y 
 xy 
Donde

 a


3 
cos 1  sen sen 
2
2
2 
2 r
 a


3 
cos 1  sen sen 
2
2
2 
2 r
 a



3 
cos  sen cos cos 
2
2
2
2 
2 r
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
1 r , 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:
K I  Y  a
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]):
da
 f K 
dN
K  K MÁX  K MÍN
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
K th ),
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:
da
m
 C K 
dN
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
por
K
1 10
o menor). En cuyo caso, el campo elástico representado
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 2rp delante de la
grieta basándose en el Factor de Intensidad de Tensiones
 ys .
K
y en el límite elástico
Para ello se puede emplear el campo de tensiones delante de la grieta y el
criterio de plastificación de Von Misses resultando:
2 rp 
1 K2
  ys2
1 K2
2 rp 
3  ys2
 Tensión Plana
 Deformación Plana
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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
K 2  ys2 .
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
2c . 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 2c . Esta
condición permite obtener la relación siguiente entre la longitud de la grieta real 2a
y la ficticia 2c :
 
a
 cos
2
c
ys





Puede comprobarse que cuando la tensión aplicada
 ys

es pequeña con respecto a
el tamaño de zona plástica viene dado por una relación similar a las obtenidas
anteriormente:

 K2
8  ys2
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Ya que:
 K2
K2

 0.39267  2
8  ys2
 ys
2r p 
1.5.2
1 K2
  ys2
 0.31831 
K2
 ys2
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
 1 2 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:

a1 representa la longitud mínima de grieta capaz de disminuir el límite de
fatiga del material.

a 2 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 a1 y a 2 es la zona de transición entre grietas pequeñas
y grandes.

a0
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:
1  K th
a0  
   FL
De forma aproximada se puede utilizar el valor de



2
a0
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
tamaño de grano
D,
D.
Consideraron que a1 debía ser del orden del
aunque sin evidencias experimentales. El estudio de varios
materiales les llevó a la conclusión de que la longitud a 2 se podría tomar como
10 D , de modo que la longitud a 0 tomaría un valor comprendido entre D y 10 D .
Para valores umbrales del FIT, es decir, cuando
, la correspondiente tensión
 th
varía con
a cero se obtiene una valor de
 th
K
toma valores cercanos a
1 a . Cuando el
valor de
a
K th
se acerca
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
a0
de
modo que se cumpliese que:
K    a  a0 
De esta forma, haciendo tender a cero la longitud de grieta
a0
a
se obtiene el valor de
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
a0 ,
aunque no dieron
significado físico a la misma.
Más tarde Tanaka [19] desarrolló un modelo similar y concluyó que
a0
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 da dN 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
K eff
que sólo considera la parte del ciclo de
carga en el que la grieta está abierta, es decir:
K eff  K MÁX  K op
Siendo
K op
el valor máximo del factor de intensidad de tensiones en la ciclo y
K MÁX
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:
R 
Se observa que para valores grandes de
 MÍN
 MÁX
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.
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CAPÍTULO 2
CARACTERIZACIÓN DEL ACERO INOXIDABLE AISI304
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.
Diagrama Metaestable Fe-Fe3C
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).
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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:
Estados Unidos
AISI
304
UNS
Alemania
Suecia
Francia
Inglaterra
DIN
SIS
AFNOR
BSI
2333
Z 6 CN 18-09
304S31
S30400 X5CrNi18-10
EN
EN
(10088) (10283)
1.4301
1.4308
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De esta manera, se establece una composición concreta para el acero AISI-304
(equivalente para todas las normativas):
Composición guía
EEUU
AISI
C
304
0.07x
Cr
18
Ni
8
Mo
-
Otros
-
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:
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
Donde se puede comprobar que se cumple con la composición guía establecida por
la norma americana AISI para el acero 304.
Composición guía
EEUU
AISI
C
304
0.07x
Cr
18
Ni
8
Mo
-
Otros
-
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:
Composición Química (%)
C
% mín
% máx
Cr
Ni
0,021 18,227
8,148
17,500
8,000
0,030 19,500 10,500
Mo
Mn
P
S
Si
Ti
N
Cu
0,215 1,485 0,029 0,024 0,340 0,005 0,080 0,390
2,000 0,045 0,030 1,000
0,110
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.
Mínima
resistencia*
Expesor
máximo correspondiente
al 0.2%
(mm)
(N/mm²)
Producto
AISI
304
Resistencia
última a
tracción
(N/mm²)
Alargamiento
de rotura (%)
Fleje laminado
en frío
8
230
540-750
45**
Fleje laminado
en caliente
13.5
210
520-720
45**
Chapa laminada
en caliente
75
210
520-720
45
* Propiedades transversales
** Para material más estirado, los valores mínimos son un 5% más bajos
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:
Características Mecánicas
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
500
175
210
Mín
Máx
20
900
En la tabla anterior, Rp 0,2 % es la mínima resistencia correspondiente al 0,2 %,
que la norma AISI fija en 230
N mm2 (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.
Características Mecánicas (Laboratorio de
Mecánica y de los Materiales)
MEDIA
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
654
467
65
56
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
probeta
Desde 997L
Cilíndrica
hasta
llena
1015L
Colada
1
Zona
Dureza Dureza Dureza
Dureza
media
parcial
S1
25
26
27
26,0
S2
22
21
23
22,0
S3
18
18
15
17,0
Dureza
media
21,7
S1: Cara externa (zona de la cogida).
S2: Sección transversal (cara externa).
S3: Sección transversal (zona de la cogida).
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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
Tipo de
la probeta
probeta
Desde 997L
Cilíndrica
hasta
llena
1015L
Colada
1
Zona de la probeta
Dirección
Rugosidad
media*
Zona central
Paralela al eje
1.8
Zona extremo curva
En el plano del eje
2.5
* Rugosidad medida en micrómetros
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.
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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.
500
1000
2400
4000
Aumento en el Poder de Desbaste
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
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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)
500
425
Tiempo
(min)
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.
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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
Computadora de
de posicionamiento
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.
Zona
Central
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.
Ángulo de
inclinación
Dirección
del ensayo
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Los valores obtenidos para cada ensayo se caracterizan con dos variables:
es la rugosidad media, y
Rt ,
Ra , que
que es la distancia máxima pico-valle durante el
ensayo.
Dada la geometría curva de la probeta, el valor de
Rt
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
Ra
se basó el criterio de rugosidad
máxima aceptable para los ensayos a fatiga, obviándose los valores obtenidos para
Rt .
El criterio para que una probeta fuera válida para los ensayos fue:
Ra  0.2 m
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 Probeta
Diámetro Mínimo Diámetro Mínimo
Antes (mm)
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
12,50
0, 05
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 Probeta
Diámetro Mínimo Diámetro Mínimo
Antes (mm)
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.
Cabezal
Inferior
Cabezal
Superior
Panel de Control MTS 809
Equipo Informático MTS 809
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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
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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.
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
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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.
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Frecuencia (Hz)
Nº de
ensayos
3
5
6
7
8
9
1
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).

Si  FL  342 MPa 



 FL
 FL  I P

 FL 
 T
r
3



  D4

IP 

32
 TEstimada  1,1 
 FL  I P
r
  83Nm
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.
Carga Torsional (Nm)
Nº de
ensayos
100
109
110
111
111,5
112
113
115
120
2
1
2
4
3
1
2
2
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 Probeta
Torsor aplicado Frecuencia Número de
(Nm)
(Hz)
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.
Superficie plastificada
Punto A
Punto B
Punto C
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
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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.
Imagen a 10x 0.25 aumentos.
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Imagen a 20x 0.40 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:
Y  A  BX
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Donde:
Y  log N

 X  log S
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:
Y  Aˆ  Bˆ X

Cálculo de la regresión lineal:

Cálculo de los intervalos de confianza para los parámetros de la regresión
lineal

A
B.
Cálculo del intervalo de confianza para la mediana de la curva S-N en todo el
rango de

y
Y.
Comprobación de la hipótesis de linealidad.
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Cálculo de la regresión lineal:
Para calcular los estimadores
valores medios de
X
e
Y  Aˆ  Bˆ X
Â
y
Y , es decir,
en primer lugar hay que determinar los
B̂
X
e
k

Yi


i 1
Y 
k


 

k

Xi


i 1
 X  k
Yi  log N i

 X i  log S i
Donde
k
Y , mediante las fórmulas:
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 B̂ se determina mediante la expresión:
k
Bˆ 
(X
i 1
Â
 X )(Yi  Y )
k
(X
i 1
Para determinar el estimador
i
i
 X )2
se utiliza la propia regresión lineal:
Aˆ  Y  Bˆ X
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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 





B 
A
y
B
Aˆ  
p
, Aˆ   p

Bˆ  
p
, Bˆ   p

son:
Donde:
1

2
2
1

X

 p  t pˆ   k
k
2 
(Xi  X ) 


i 1

 k

 p  t pˆ  ( X i  X ) 2 
 i 1

k
ˆ 
 (Y
i 1
i
1
2
 Yˆi ) 2
k 2
Yˆi  Aˆ  Bˆ X i
El valor del parámetro
tp
se obtiene de la tabla siguiente teniendo como entradas
el porcentaje de confianza (90% ó 95%) y el parámetro
n  k  2.
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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:

Y  Aˆ  Bˆ X  y p , Aˆ  Bˆ X  y p

Donde:
1

2
2
1
(X  X ) 

y p  2 F p ˆ   k
k
2 
(Xi  X ) 


i 1

El valor del parámetro
Fp
se obtiene de la tabla siguiente teniendo como entradas
el porcentaje de confianza (90% ó 95%) y los parámetros
n1  2
y
n2  k  2 .
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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
mientras que
carga
mi
será el número de niveles de tensiones muestreados,
l
será el número de probetas ensayadas en el i-ésimo nivel de
Xi .
k
k   mi
n1  l  2
i 1
El valor de
F
n2  k  l
se obtiene de la siguiente expresión:
l
F
 m (Yˆ  Y )
i 1
l mi
i
i
 (Y
ij
i 1 j 1
Donde
Yij
es el logaritmo de
i-ésimo nivel de carga
Ni
2
i
(l  2)
 Yi ) 2 (k  l )
en base diez de la j-ésima probeta ensayada en el
Xi .
La hipótesis de linealidad será válida si:
F  Fp
Donde el valor del parámetro
Fp
se obtiene de la tabla anterior teniendo como
entradas el porcentaje de confianza (90% ó 95%) y los parámetros
n1  l  2
y
n2  k  l .
Cabe recordar que en caso de no cumplirse la hipótesis de linealidad se debe hacer
uso de una regresión del tipo
Y  A  BX  CX 2 .
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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 AISI304 este rango será:
SFL  250 450
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:
 Y  Y 
k
X 
Y
 Y  ˆ 
;
Bˆ
2
i 1
k 2
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:
zi 
log SFLmin  X i 
FZ i 
l
X
1
 

e t dt
2
Zi
2

mi !
n
m n
 FZ i  1  FZ i  i i
 ni ! mi  ni !
   
i 1
En las anteriores fórmulas
muestreados,
Xi
y
ni
mi
l



representa el número de niveles de tensiones
es el número de probetas ensayadas en el i-ésimo nivel de carga
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.
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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:
T r
IP 

32  T  r
  MÁX 
  D4
4 
 D 
IP 
32 
 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.
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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 RunOut mediante un triángulo. Estos resultados son los que se muestran en la
siguiente tabla.
Nº Probeta
Torsor aplicado
(Nm)
Tension
tangencial
máxima (Mpa)
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
Frecuencia Número de
(Hz)
ciclos
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.
 LF  288 MPa
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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.
Mordaza
Segundo medio ciclo:
Fija
Giro desde la posición
de referencia hacia la
derecha.
Primer medio ciclo:
Giro desde la posición
de referencia hacia la
izquierda.
Ref. de 0º
Mordaza
Móvil
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.
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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
La probeta 1006L fue ensayada a una frecuencia de 7 Hz con un par torsional de
111 Nm, rompiéndose a 623200 ciclos.
El ángulo global al comenzar el ensayo ronda los 3,2 grados. La evolución es
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creciente durante los primeros 30000 ciclos, llegándose a valores en torno a los 3,8
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 3,3 grados.
6.1.3
PROBETA 1007L
La probeta 1007L fue ensayada a una frecuencia de 7 Hz con un par torsional de
111 Nm, rompiéndose a 134300 ciclos.
El ángulo global al comenzar el ensayo ronda los 2,65 grados. La evolución es
creciente durante los primeros 50000 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 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.
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6.1.4
PROBETA 1011L
La probeta 1011L fue ensayada a una frecuencia de 7 Hz con un par torsional de
113 Nm, rompiéndose a 332011 ciclos.
El ángulo global al comenzar el ensayo ronda los 3,2 grados. La evolución es
creciente durante los primeros 35000 ciclos, llegándose a valores en torno a los 4,5
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 3,65 grados.
6.1.5
PROBETA 1012L
La probeta 1012L fue ensayada a una frecuencia de 7 Hz con un par torsional de
113 Nm, rompiéndose a 45500 ciclos.
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El ángulo global al comenzar el ensayo ronda los 3,1 grados. La evolución es
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.
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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
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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.
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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.
Nº Probeta
1011L
Torsor aplicado Frecuencia Número de
(Nm)
(Hz)
ciclos
113
7
332011
1006L
111
7
623200
1004L
111.5
7
337940
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6.2.1
PROBETA 1011L
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6.2.2
PROBETA 1004L
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6.2.3
PROBETA 1006L
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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..
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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.
 LF  288 MPa
Se representa también la función de máxima verosimilitud, donde se puede
comprobar que los resultados convergen para dicho valor de
 LF .
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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.
Mordaza
Segundo medio ciclo:
Fija
Giro desde la posición
de referencia hacia la
derecha.
Primer medio ciclo:
Giro desde la posición
de referencia hacia la
izquierda.
Ref. de 0º
Mordaza
Móvil
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.
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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.
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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:
T
IP 
T L

G  IP
L
G
  D4
32
E
2 1   
D
En estos ensayos, L vale 56,95 milímetros y dado que se trata de un acero AISI304 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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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7.3.1
PROBETA 1011L
Origen de la
Origen de la
segunda grieta
primera grieta
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.
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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.
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Segunda grieta: Superficie 1
Segunda grieta: Superficie 2
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7.3.2
PROBETA 1004L
Origen
de la grieta
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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.
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7.3.3
PROBETA 1006L
Origen
de la grieta
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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
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7.4
IMÁGENES
OBTENIDAS
ELECTRÓNICO
CON
EL
MICROSCOPIO
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 2
Zona 3
Zona 1

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.
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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
Fatiga a alto
Fatiga instantes
la grieta
número de ciclos
finales del ensayo
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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).
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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)
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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
En la zona cercana al interior
de la grieta las estrías están
de la probeta las estrías se
muy
una
aprecian de forma más difusa,
distribución uniforme, y con
estando muy separadas, sin
poca profundidad.
distribución
juntas,
con
alcanzando
homogénea
una
y
mayor
profundidad que en la zona
cercana al origen.
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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.
Zona 2
Zona 2
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.
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Zona negra (x500 100 um)
Zona negra (x2.0k 20.00 um)
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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.
Zona 3
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.
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Zona de rotura (x2.0k 20.00 um)
Zona de rotura (x2.0k 20.00 um)
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7.4.4
PROBETA 1004L: COMPARACIÓN DE LAS IMÁGENES DE LA
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.
Zona negra (x2.0k 20.00 um)
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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
1006L.
negra
de
Imagen
la
probeta
tomada
a
x2.00k y 20.0 um.
Zona
1004L.
negra
de
Imagen
la
probeta
tomada
a
x2.00k y 20.0 um.
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7.4.5
PROBETA 1004L: COMPARACIÓN DE LAS 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.
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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Zona de rotura (x2.0k 20.00 um)
Zona de rotura (x2.0k 20.00 um)
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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
probeta
la
rotura
1006L
de
la
Zona
durante
el
probeta
de
la
rotura
1004L
de
la
durante
el
ensayo de tracción. Imagen
ensayo de tracción. Imagen
tomada a x2.00k y 20.0 um.
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
Transformación
el
acero
de
Fase,
AISI-304,
el
cual
puede
está
originar
el
caracterizado
Cierre
por
Inducido
cambios
de
por
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
Zona 1
Superficie de rotura
Superficie de fatiga
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Y los cortes que se realizaron seguían los siguientes planos:
Plano 1
Plano 2
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:
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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:
Borde 2:
Superficie
de fatiga
Borde 3:
Superficie
Borde 1:
de rotura
Superficie
negra
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.
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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:
Borde 1:
Superficie
de fatiga
Borde 2:
Superficie
negra
Se espera encontrar, al igual que para la sección de la probeta anterior, presencia
de martensita en la zona de fatiga.
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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:
Borde 1:
Superficie
de rotura
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.
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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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