evaluación de la termofluencia a 600°c de un acero
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Escuela Superior de Ingeniería Química
e Industrias Extractivas
Departamento de Ingeniería en Metalurgia y Materiales
Evaluación de la Termofluencia
a 600°C de un Acero
Ferrítico A387 Gr.5 C2
Tesis
Que para obtener el Grado de Maestro en
Ciencias en Ingeniería Metalúrgica
P R E S E N T A
Ing. Tania Soriano Cruz
Directores de tesis
Dra. Maribel Leticia Saucedo Muñoz
Dr. Víctor Manuel López Hirata
Ciudad de México, Enero de 2018
Instituto Politécnico Nacional
Agradecimientos En primer lugar al Instituto Politécnico Nacional por brindarme la oportunidad
de estudiar una maestría de calidad, con una educación integral y gratuita que
me ayudo a crecer como persona y como profesionista.
A la Escuela Superior de Ingeniería Química e Industrias Extractivas por
permitirme realizar en sus instalaciones esta investigación y también agradezco
el tiempo que estuve en esta institución el buen trato de todo el personal que la
conforma.
A los programas de becas CONACYT y BEIFI por la aportación económica
otorgada la cual fue de mucha ayuda para culminar esta etapa con éxito.
A mis asesores de tesis la doctora Maribel Leticia Sucedo Muñoz y el doctor
Víctor Manuel López Hirata, por la aportación de tema las ideas y mejoras que
hicieron a este trabajo también agradezco la paciencia y el tiempo brindados.
A los integrantes de la comisión revisora de tesis:
Dra. Lucia Graciela Díaz Barriga Arceo
Dr. Diego Israel Rivas López
Dr. Héctor Javier Dorantes Rosales
Dr. Jorge Luis González Velázquez
Los cuales contribuyeron a la mejora de este trabajo, gracias a sus aportaciones
y puntos de vista.
“El agradecimiento es la memoria del corazón”
Dedicatorias
Principalmente a dios que me dio la oportunidad de recorrer este camino con
salud, dicha y amor. “Puedes nacer con suerte en la vida y lograr algo. Puedes
tener apoyo, ayuda y lograr bastante. Puedes poner Tu Vida delante de DIOS
y lograrlo TODO”
A la memoria de mi abuelita que siempre creyó en mí y por todo el amor que
me dio hubiera querido que vieras que lo logre. Tu fallecimiento cambió mi
vida, pero mucho más lo hizo el tiempo que pasaste a mi lado. ¡Te extraño
abuelita!
A mis padres por todo el apoyo brindado por que sin ellos este logro no hubiera
sido factible, por todo el amor que me demuestran los admiro son magníficas
personas. No hay nada que valore más que el amor que me brindan mis padres,
para mí ustedes son el tesoro más preciado que la vida me ha dado. Si no fuera
por ustedes yo no estaría aquí. Nunca me cansare de agradecerles la vida, el
cariño, el amor y muchas cosas más que me dan. Los amo.
A mi hija por ser tan paciente y comprensiva a mis ausencias por todo el amor
que me brinda y por ser lo mejor de mi vida. Soy muy dichosa porque en la vida,
me han sucedido cosas muy buenas, pero lo mejor que pudo pasarme es
convertirme en madre de una pequeña tan bella como tú.
A mis hermanos porque aportan esa parte de locura que a veces me hace falta
por su apoyo incondicional y cariño.
A toda mi familia mis abuelos mis tíos y primos que me demuestran cariño y
siempre tienen unan palabra de aliento para mí.
A mis compañeros de cubículo y de posgrado que siempre estuvieron ahí para
mí, gracias por la amistad brindada.
A ti que marcaste con tu amor esta etapa de mi vida, sabes estos dos años en el
posgrado se resumen a los últimos meses.
Contenido
II
Contenido
Resumen
Abstract .............................................................................................................................................. V
Lista de figuras ................................................................................................................................. VI
Lista de tablas ................................................................................................................................... IX
Introducción ...................................................................................................................................... 1
I. Consideraciones teóricas .......................................................................................................... 2
1.1 Aceros Cr-Mo .................................................................................................................... 2
1.1.1 Efectos de los elementos de aleación ......................................................................... 3
1.1.2 Impacto de la temperatura en la microestructura de aceros Cr-Mo ......................... 6
1.1.3 Acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 ............................................................................... 6
1.2 Pruebas a metales a temperaturas elevadas ................................................................... 9
1.2.1 Termofluencia .......................................................................................................... 10
1.2.2 Fractura por Termofluencia ..................................................................................... 12
1.2.3 Evaluación de la Termofluencia .............................................................................. 17
1.2.4 Ecuaciones para la predicción de vida de Termofluencia ...................................... 23
1.2.4.1 Ley de Norton Bayley ....................................................................................... 24
1.2.4.2 Relación de Monkman Grant ............................................................................. 25
1.2.4.3 Parámetro de Larson Miller ............................................................................. 25
1.3 Sofware Thermo-Calc ..................................................................................................... 27
1.4 Estudios de Termofluencia y su relación con la evolución microestructural de aceros
ferríticos. ...................................................................................................................................... 28
II. Desarrollo Experimental y Simulación Numérica ................................................................ 32
2.1 Desarrollo experimental ................................................................................................. 32
2.2.1 Pruebas de Termofluencia Uniaxial ......................................................................... 32
2.2.2 Corte de Muestras ..................................................................................................... 34
2.2.3 Caracterización Microestructural ............................................................................. 35
2.2 Desarrollo de la simulación numérica .......................................................................... 37
III. Resultados y Discusión ............................................................................................................ 39
3.1 Simulación con el programa Thermo-Calc ................................................................... 39
3.2 Caracterización Microestructural de acero en estado original ................................... 40
Contenido
III
3.3 Pruebas de termofluencia Uniaxial ................................................................................ 43
3.4 Caracterización Microestructural de las probetas ensayadas .................................. 54
3.4.1 Probetas Transversales ............................................................................................. 54
3.4.1 Probetas Longitudinales ........................................................................................... 56
3.5 Comparación de los resultados ..................................................................................... 58
IV. Conclusiones .......................................................................................................................... 60
Referencias Bibliográficas .............................................................................................................. 61
Resumen
IV
Resumen
En este estudio se evaluó la resistencia a la termofluencia a 600°C del acero A387 Gr.5 C2
mediante la prueba de termofluencia uniaxial variando esfuerzos de 78 MPa a 170 MPa, las
pruebas se realizaron de acuerdo a lo establecido en la norma JIS Z 2271. Asimismo, se
observó la evolución microestructural, las probetas fueros preparadas para metalografía y la
caracterización se realizó tanto al material en estado original como a las probetas después de
haber sido ensayadas, esta se llevó acabo por Microscopia Óptica y Microscopia Electrónica
de Barrido convencional, con el propósito de observar el efecto que tiene la microestructura
sobre las propiedades de termofluencia. Al mismo tiempo se realizó el estudio de la superficie
de fractura mediante MEB con el fin de conocer las características topográficas e identificar
el tipo de fractura que presenta este acero. La simulación numérica, se llevó acabo con un
programa llamado Thermo-Calc para calcular los diagramas de fases pseudobinarios y con
ellos determinar los precipitados presentes en el material durante la termofluencia.
El material que se utilizó como objeto para este estudio es un acero ferrítico 5Cr-0.5Mo
ASTM A387 Gr. 5 Clase 2, que presenta una alta resistencia a la termofluencia esto debido
a que en su microestructura muestra precipitación de carburos finos formados por la adición
de los aleantes principales Cr-Mo homogéneamente distribuidos en la matriz ferrítica.
Los resultados de las pruebas de termofluencia mostraron que el tiempo de ruptura tR
disminuye considerablemente a medida que el esfuerzo aplicado aumenta y esto es lo
esperado de acuerdo a las curvas típicas de termofluencia. Los resultados obedecen la ley de
Norton-Bailey con el valor de n=6.289 para un mecanismo de termofluencia de deformación
transgranular a través de la ferrita que da origen a la fractura tansgranular dúctil observada
en las probetas ensayadas. Los resultados también obedecen las relaciones de Monkmank-
Grant y del parámetro de Larson-Miller. La precipitación de carburos M23C6 favorece la
resistencia a la termofluencia de este acero.
Abstract
V
Abstract
This study evaluates the creep properties of the 5Cr-0.5Mo Steel by Uniaxial Creep tests and
compares the microstructural changes due to the creep tests in the as-received condition of
the material. The stresses used in the uniaxial creep test were 78-170 MPa at 600 °C. The
evaluation of the creep resistance was carried out by a uniaxial Creep the tests were carried
out according to the established in the standard JIS Z 2271. The microstructural
characterization of the steel was performed before and after the uniaxial Creep test. The
samples were prepared metallographically and were observed by optical microscopy and
conventional scanning electron microscopy, in order to observe the effect of the
microstructure on the properties of Creep. The study of the fracture surface was also carried
out by conventional scanning electron microscopy in order to know the topographic
characteristics and to identify the type of fracture.
For the numerical simulation, the Thermo-Calc program was used to calculate the
pseudobinary phase diagrams and to determine the phases present in the material.
The results showed that the tine to rupture decreased considerably as the testing stress
increased, as expected in the typical behavior of creep curves. The creep results followed the
Norton-Bailey law with a n=6.829 which suggests a ferrite transgranular deformation
mechanism that is in agreement with the transgranular ductile fracture observed in the tested
specimens. Besides, the creep results also followed the Monkman-Grant relation and the
Larson-Miller parameter. Precipitation of M23C6 carbides favored the creep strength of this
steel.
Lista de Figuras
VI
Lista de figuras
Figura Descripción Página
1 Tubería en servicio con falla por termofluencia. 14
2 Cavidades presentes en los límites de grano a) Tipo w, b) Tipo r. 15
3
Morfología del crecimiento de cavidades de termofluencia y
microfisuras en el área cercana a la grieta macroscópica en una
muestra.
16
4 Equipo utilizado para una prueba uniaxial de termofluencia. 17
5 Probeta de collarines utilizada para la prueba uniaxial de
termofluencia. 19
6 Curva teórica de termofluencia 19
7 Influencia del esfuerzo y la temperatura en la velocidad de
deformación. (a) temperatura constante, (b) esfuerzo constante. 22
8 Diagrama de flujo del desarrollo experimental. 32
9 Dimensiones de la probeta para la prueba uniaxial de termofluencia. 33
10 Máquina automática de corte de precisión Minitom. 34
11
Cortes realizados a las probetas ensayadas por termofluencia.
35
12 Microscopio óptico marca Nikon modelo Eclipse MA200. 36
Lista de Figuras
VII
13 Microscopio Electrónico de Barrido JEOL-JSM6300. 36
14 Partes observadas de las probetas longitudinales. 37
15 Diagrama del desarrollo de la simulación numérica. 38
16 Diagrama Pseudobinario para el acero A387 Gr.5 C2. 40
17
Microestructura del MEB para el acero A387 Gr.5 C2en estado
original, a) 3000x b) 5000x.
41
18 Espectro EDX-MEB del análisis de los precipitados del acero A387
Gr.5 C2 en su condición original.
42
19 Curvas de Termofluencia para las pruebas realizadas en el acero
A387 Gr.5 C2.
43
20
21
Curvas de Termofluencia para las pruebas realizadas en el acero
A387 Gr.5 C2. Gráfica de ejes amplificados.
Curvas para determinar 𝜀�̇�𝑖𝑛 de las pruebas de termofluencia.
44
45
22
23
Gráfica de la Ley de Norton-Bailey para el acero A387 Gr.5 C2.
Gráfica de la Relación de Monkman-Grant para el acero A387
Gr.5.
46
47
Lista de Figuras
VIII
24
25
Gráfica del parámetro de Larson Miller para el acero A387 Gr.5
C2.
Probetas ensayadas por termofluencia uniaxial del acero A387 Gr.5
C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y
f) 170 MPa.
49
50
26
27
Fotografías del MEB de las puntas de la superficie de fractura para
las pruebas de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78
MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.
Fractografias del MEB resultados de las de termofluencia uniaxial a
600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa,
d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.
52
53
28
Microestructura del MEB 5000x de las probetas transversales
después del ensayo de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5
C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f)
170 MPa.
55
29
Microestructura del MEB 3000x de las probetas longitudinales
después del ensayo de termofluencia uniaxial a 600° C del acero
A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e)
130 MPa y f) 170 MPa.
57
Lista de Tablas
IX
Lista de tablas
Tabla Descripción Página
1 Comparación de temperaturas de tres tipos de aceros 4
2 Distintos tipos de grado para los aceros ASTM A387 7
3 Propiedades mecánicas de los aceros ASTM A387 Gr5 8
4 Composición Química del acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 8
5 Constante C del parámetro Larson-Miller 27
6
Composición química del reactivo de ataque Nital 5% para100 ml de
solución
35
7
Resultados de los cálculos de reducción de área y elongación de las
probetas evaluadas por termofluencia uniaxial
51
8 Resultados de las pruebas de termofluencia uniaxial 58
Introducción
1
Introducción La termofluencia es un modo de daño muy común en materiales utilizados en plantas de
energía, que en la etapa final conduce a la nucleación y crecimiento de cavidades y finalmente
ocurre una falla catastrófica. Los aceros ferríticos de baja y media aleación se denominan
aceros resistentes al calor y se caracterizan por ser materiales aptos para utilizarse en la
fabricación de componentes mecánicos que en servicio están sometidos a altas temperaturas
entre 260 a 650ºC y además poseen resistencia a la oxidación a alta temperatura. Estos se
utilizan en plantas químicas y petroquímicas, turbinas, intercambiadores de calor, entre otras.
Estos aceros deben contar con microestructuras que se mantengan estables a altas
temperaturas de operación, con el fin de mantener su resistencia mecánica [1-3].
Una aleación de este tipo es el acero 5Cr – 0.5Mo ASTM A387 Gr. 5 Clase 2, que se
utilizará como objeto para este estudio su contenido máximo de carbono es de 0.15% y la
característica principal por lo cual se eligió para este trabajo es que presenta una buena
resistencia a la termofluencia de hasta 650 °C. Debido a la formación de carburos finos
dispersos en la matriz ferrítica. Se han realizado estudios de resistencia a la termofluencia de
diferentes tipos de aleaciones, pero en específico de la aleación ASTM A387 Gr5 Clase 2 no
se ha encontrado ningún reporte que especifique el mecanismo de termofluencia de este
acero. Este mecanismo es de suma importancia ya que ayudará a predecir el tiempo de vida
en servicio que tendrá el componente fabricado con esta aleación.
El programa Thermo-Calc es un software que hoy en día es muy utilizado para la
simulación numérica de diagramas de fase binarios, ternarios y multicomponentes que
ayudan a la determinación de las fases presentes en el material, y es por eso que se utilizará
en este estudio. Es decir, permite predecir el tipo de carburos que se formarán durante el
proceso de termofluencia a alta temperatura.
Por lo anterior, el objetivo de este estudio es evaluar la resistencia a la termofluencia de un
acero ferrítico ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 a 600°C y la relación con la microestructura en la
termofluencia para entender el mecanismo de termofluencia.
Consideraciones Teóricas
2
I. Consideraciones teóricas
En la práctica industrial, muchos aceros se utilizan para gasoductos o recipientes a presión
que estén sometidos a termofluencia y con el fin de mantener la resistencia mecánica de los
aceros resistentes al calor bajo estas condiciones, las aleaciones deben poseer
microestructuras que se mantengan estables en operación. Es por ello que en su fabricación,
se busca mejorar la resistencia a la termofluencia y a la oxidación a altas temperaturas, para
ello agregan aleantes como Cr, Mo, Ni, W, Nb, V, Ti, Al y Si que proporcionan estas
características [4].
Existen las siguientes categorías para determinar cómo se ubican dichos aceros
termoresistentes:
•Aceros al Carbono
•Aceros al Carbono-Molibdeno (C-Mo)
•Aceros al Cromo-Molibdeno (Cr-Mo)
•Aceros inoxidables (ferríticos, martensíticos y austeníticos)
Los aceros termoresistentes que se utilizan en centrales térmicas deben ser capaces de
cumplir los requisitos específicos establecidos para la fiabilidad y la operación.
• Alta eficiencia térmica
• Capacidad operativa en los rangos de carga media y máxima
• Duración en servicio de al menos 200 000 h
• Alta disponibilidad
• Costos de producción competitivos
Consideraciones Teóricas
3
1.1 Aceros Cr-Mo
Los aceros C-Cr-Mo, tienen en general bajo contenido de carbono (0.15% máximo) y se
emplean en tubos de caldera y en tuberías en plantas químicas y petroquímicas. Tienen
estructura ferrítica con precipitados distribuidos en toda la matriz producto de los
tratamientos térmicos a los que son sometidos. La característica principal de estos aceros es
la buena resistencia a la termofluencia que le proporciona la adición de molibdeno y cromo,
lo que además incrementa su resistencia mecánica y a la corrosión ya que el cromo evita la
oxidación por la naturaleza pasiva de sus óxidos [5].
La resistencia a la termofluencia en los aceros Cr-Mo se deriva principalmente de dos
factores: el endurecimiento por solución solida de la matriz de ferrita por carbono, molibdeno
y cromo, y el endurecimiento por precipitación de carburos.
Los aceros ferríticos resistentes a la termofluencia tienen una microestructura con carburos
finos de aleación estable, que impiden el movimiento de las dislocaciones; sin embargo, es
inevitable que durante largos periodos de servicio o condiciones muy críticas, ocurran
cambios microestructurales que son responsables de la pérdida de resistencia del material.
Los aceros Cr-Mo que su contenido es de 5, 7 y 9 % Cr tienen como característica una mayor
resistencia a la termofluencia, ya que la resistencia mecánica a altas temperaturas mejora al
aumentar el contenido de este elemento que permite la formación de más carburos en la
matriz [6].
Estos aceros se utilizan frecuentemente a temperaturas de entre 540 y 650ºC, y son de baja
y media aleación resistentes a la termofluencia que contienen usualmente cantidades de
cromo entre 5 y 9% y entre 0.5 y 1% Mo para aumentar la resistencia a la termofluencia.
El cromo endurece tanto por solución sólida como por formación de carburos además le da
al material una alta resistencia a la oxidación. Asimismo, la presencia de molibdeno inhibe
la difusión de impurezas (P, As, Sb) en los límites de grano. También pueden adicionarse
pequeñas cantidades de formadores de carburos como V, Nb y Ti para aumentar la resistencia
Consideraciones Teóricas
4
mecánica por precipitación y/o por refinamiento del tamaño de grano. Las composiciones
químicas y las propiedades mecánicas de estos aceros varían en base al contenido de los
aleantes [6].
En la tabla 1 se enlistan las temperaturas máximas de servicio de cuatro distintos tipos aceros
basados en pruebas de termofluencia y de la ruptura que han presentado.
Tabla 1. Comparación de Temperaturas de cuatro tipos de aceros [6]
Material Máxima temperatura
Basada en
Termofluencia °C
Máxima temperatura
Basada en Ruptura
°C
Acero al carbono 450 540
C-0.5Mo 510 595
2.5Cr-Mo 540 650
Acero inoxidable 304 595 815
1.1.1 Efectos de los elementos de aleación
Las propiedades mecánicas de los aceros son determinadas principalmente por la
composición química, el tratamiento térmico que se le aplica pero los elementos de aleación
son un factor importante para determinar las propiedades que tendrán estos materiales y a
continuación se describe a detalle el efecto que tiene cada uno en el acero así como sus
rangos de composición:
Cromo (Cr): en un contenido de 5 a 25%, Previene la oxidación y la corrosión a temperatura
alta, y en un contenido mayor a 12 %, forma carburos y endurece por solución sólida. La
presencia de este elemento por sí mismo, da una cierta mejora en la resistencia a la
termofluencia [7].
Consideraciones Teóricas
5
Molibdeno (Mo): en un contenido de 0.1 a 1%, El molibdeno es un elemento de aleación
esencial en aceros ferríticos donde se requiere una buena resistencia a la termofluencia por
arriba de los 450°C, incluso en pequeñas cantidades, el molibdeno aumenta la resistencia a
la deformación de estos aceros a altas temperaturas. Para obtener una mayor resistencia a la
termofluencia se puede incrementar el contenido de molibdeno a 1%, pero a expensas de
reducir la ductilidad. El molibdeno es un estabilizador y formador de carburos y evita
grafitización [8].
Carbono: permitido un contenido de hasta 0.20%, aumenta la resistencia y la templabilidad
del acero a temperatura ambiente, pero disminuye la soldabilidad y la tenacidad. En aceros
al carbono y aceros de carbono-molibdeno destinados a servicio a altas temperaturas, el
contenido de carbono se limita aproximadamente al 0.20%. Para aceros cromo-carbono, el
contenido de carbono se limita al 0.15%. El carbono aumenta la resistencia a la tensión a
corto plazo, pero no aumenta la resistencia a la termofluencia a temperaturas superiores a
540°C ya que los carburos pueden engrosar rápidamente a tales temperaturas [9].
Tungsteno (W): su contenido va de 0 a 12%, y es responsable de formar carburos y provocar
un endurecimiento por solución sólida.
Aluminio (Al): el contenido de este elemento va de 0 a 6%, brinda resistencia a la oxidación
y endurecimiento por precipitación.
Titanio (Ti): en un contenido 0 a 6%, puede formas carburos y provoca un endurecimiento
por precipitación en el material.
Niobio (Nb): con un contenido 0 a 5%de este elemento de aleación, forma carburos y
endurecimientos tanto por solución sólida como por precipitación.
Manganeso (Mn): el contenido de 0 a 1.6%, estabiliza la austenita y provoca endurecimiento
por solución sólida y por formación de carburos.
Silicio (Si): en un contenido 0 a 2.5%, previene la oxidación y la corrosión por sulfuros y
endurece por solución sólida.
Consideraciones Teóricas
6
1.1.2 Impacto de la temperatura en la microestructura de aceros Cr-.Mo
La temperatura es el parámetro principal que tiene el mayor impacto en los cambios de la
microestructura. Ya que un aumento adicional de temperatura y prolongación del tiempo de
exposición acelera la difusión de átomos de carbono y de aleación, y forma grupos de Cr-Mo
en los bordes del grano. La cantidad de carburos finos y dispersos en los granos disminuye
reduciendo la resistencia a la tracción del acero [10].
El tamaño del grano de estos materiales es un factor muy importante, ya que un grano grande
ayuda a su resistencia a la termofluencia debido a que el mecanismo por el cual la tiene lugar
la deformación es el deslizamiento y se da un ablandamiento que ocurre en su mayor parte
mediante un proceso por el cual los átomos del cristal emigran o se difunden a posiciones de
menor energía, ayudados por la alta energía térmica. Un efecto de esta difusión es que las
dislocaciones se hacen más móviles y puede desviarse alrededor de obstáculos. La difusión
parece tener lugar más fácilmente a lo largo de bordes altamente deformados (energía alta)
que a través de los cristales en sí mismos. Así un metal de grano fino, que tiene más de tales
bordes que un metal de grano grueso, está sujeto a más difusión, y consiguientemente más
termofluencia a altas temperatura [10].
1.1.3 Acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2
La designación A387 se hace para aceros que su fabricación está regida bajo los estándares
de la norma ASTM A387 y son ampliamente utilizados para fabricar componentes mecánicos
como tubos liberadores de humo, precalentadores de aire, tubos en supercalentadores,
condensadores e intercambiadores de calor. En general, aplicaciones a altas temperaturas en
la industria química y petroquímica. Se ha encontrado que la mayor aplicación de este acero
se encuentra en la industria petroquímica; debido a su alta resistencia mecánica y su
resistencia a la corrosión [11].
Consideraciones Teóricas
7
El contenido de los elementos aleantes principales Cr y Mo en este acero determinan el grado
al que pertenece, la tabla 2 muestra los distintos grados que existen en esta designación. Y
también se especifican como aceros clase 1 y clase 2 de acuerdo a su nivel de resistencia a
la tensión.
El mínimo espesor de las placas está limitado solamente a que la composición química tenga
la capacidad de cumplir los requerimientos especificados para sus propiedades mecánicas.
La temperatura de uso varía conforme al contenido de Cr que el material tenga debido a la
pasividad que este elemento provee al material [12].
Tabla 2. Distintos tipos de grado para los aceros ASTM A387 [12]
Grado Contenido de Cromo % Contenido de
Molibdeno %
2 0.50 0.50
11 1.00 0.50
12 1.25 0.50
22,22L 2.25 1.00
21,21L 3.00 1.00
5 5.00 0.50
9 9.00 1.00
91 9.00 1.00
El grado 5 de este acero tiene las propiedades mecánicas presentadas en la tabla 3. La norma
establece también que cada placa de este acero debe ser; normalizada y revenida por el
proveedor, con enfriamiento acelerado desde la temperatura de austenizado. La temperatura
mínima para el tratamiento de revenido para aceros de este grado es de 705 °C [12].
Consideraciones Teóricas
8
En general, la norma establece que el acero A387 Gr. 5 tenga un rango de composición
química específico. Y gracias a esto se comprueba que acero que se utiliza para este estudio
está bajo especificación pues presenta la concentración química que se muestra en la tabla 4.
Tabla 3. Propiedades Mecánicas de los aceros ASTM A387 Gr. 5 [12]
Propiedad Clase 1 Clase 2
Resistencia a la Tensión MPa 415-585 515-690
Resistencia a la Cedencia MPa 205 310
Elongación % 18 18
Reducción de Área % 40-45 40-45
Tabla 4. Composición Química del acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 [12]
Elemento % en Peso
C 0.096
Cr 4.531
Mo 0.454
Si 0.344
Ni 0.117
Cu 0.047
Al 0.031
Nb 0.003
V 0.009
P 0.009
S 0.0005
Ti 0.002
Consideraciones Teóricas
9
Debido a que los aceros Cr-Mo se utilizan bajo condiciones de normalizado y revenido
presentan resistencia a la cedencia y a la termofluencia relativamente altas.
En aceros de este tipo que sufren endurecimiento por deformación, el flujo viscoso tiene lugar
cuando el efecto del endurecimiento por deformación se equilibra con el ablandamiento
producido por el calor, cada incremento de deformación plástica se ve acompañado por un
incremento en la resistencia a la termofluencia, que a su vez es gradualmente disminuida por
el ablandamiento térmico que lleva a más deformación plástica, repitiéndose así el ciclo. El
mecanismo por el cual la tiene lugar la deformación es el deslizamiento. La cantidad de
deformación por termofluencia varía en función de la temperatura y la tensión. A tensiones
pequeñas y bajas temperaturas casi no existe, mientras que a temperaturas altas o tensiones
grandes llega a ser muy importante [12].
1.2 Pruebas a metales a temperatura elevada
El comportamiento que en los metales se observa al someterlos a esfuerzos a altas
temperaturas depende de la duración del periodo de prueba. Como en la industria la
expectación del periodo de vida de las piezas y maquinaria suele ser muy alta, no es posible
llevar a cabo una prueba por muchos años para determinar los materiales adecuados para la
fabricación de estos componentes. Por ello es necesario extrapolar la información basándose
en ensayos de tiempos relativamente cortos, esta extrapolación debe hacerse con gran
cuidado tomando en cuenta todos los cambios en el comportamiento del material conforme
transcurre el tiempo a la temperatura de trabajo [13].
En estas pruebas a altas temperaturas es preciso determinar la dependencia de la resistencia
a la ruptura y la resistencia a la termofluencia respecto al tiempo de aplicación del esfuerzo.
Para la investigación del comportamiento plástico de los metales a temperaturas elevadas, la
prueba de termofluencia se diseña de diferentes maneras en función del tiempo de prueba
que se quiere obtener:
Pruebas de termofluencia con pequeñas deformaciones: Esfuerzos bajos y velocidad
de deformación es baja y tarda largos periodos de tiempo en realizarse esta prueba.
Consideraciones Teóricas
10
Pruebas de esfuerzo-ruptura con mayores deformaciones: La intensidad de los
esfuerzos es mayor y la velocidad deformación también es más rápida durante
periodos más cortos de tiempo.
Pruebas de tiempo cortó a grandes deformaciones: los esfuerzos utilizados son muy
altos y hay deformaciones severas.
1.2.1 Termofluencia
Los materiales cuentan con una propiedad llamada termofluencia, que es de gran importancia
en aquellos que se utilizan para aplicaciones en componentes que trabajan a altas
temperaturas y se refiere al flujo plástico lento y continuo bajo condiciones constantes de
cargas o esfuerzos. La termofluencia en materiales generalmente se asocia con una rapidez
de tiempo de deformación que continua aún bajo esfuerzos inferiores a la resistencia de
cedencia nominal a la temperatura específica a la cual está sujeto el metal. En realidad esto
ocurre a cualquier temperatura aunque su importancia depende del material y del grado en
que se quiera evitar que la deformación continúe. No existe ninguna correlación entre las
propiedades del material a temperatura ambiente y las propiedades de termofluencia ya que
esta es afectada por las pequeñas variaciones en microestructura [14].
La termofluencia es la deformación de tipo plástica que sufre un material cuando es sometido
a alta temperatura y esfuerzo constante durante largos periodos de tiempo, aún a esfuerzos
menores que el esfuerzo de cedencia. Después de un periodo de tiempo la termofluencia
culmina en la fractura del material, dicho fenómeno es causado por procesos difusivos que
son térmicamente activados como aumento de la movilidad de las dislocaciones, disolución
y precipitación de fases entre otros.
El tamaño de grano del metal es un factor muy importante y determina las características de
termofluencia que presente [15]. Ya que a temperatura ambiente los materiales de grano fino
presentan mayor resistencia a la cedencia que los materiales de grano grueso y a temperaturas
elevadas ocurre lo contrario, debido que a temperaturas altas los límites de grano actúan como
centros para generar dislocaciones que producen termofluencia.
Consideraciones Teóricas
11
Un factor determinante para retardar el daño por termofluencia en un material es la presencia
de precipitados de una segunda fase finamente dispersa fuerte y estable que interfiere con el
movimiento de dislocaciones a través de cristal.
Un metal o aleación a temperatura ambiente, no sufre deformación plástica si se le aplica un
esfuerzo menor. Sin embargo, si la temperatura de estos materiales se aumenta, es posible
que comiencen a deformarse plásticamente aun cuando los esfuerzos aplicados sea pequeños
y finalmente fallará [16]. Entonces, se dice que el material falló por termofluencia, la
deformación plástica que sufre el material depende de la temperatura y del tiempo que la
fuerza esté aplicada. Para considerar altas temperaturas de termofluencia se dice que debe
tomar en cuenta la temperatura homologa del material que por lo general es 0.4TM, donde TM
es la temperatura de fusión.
Existen dos mecanismos principales de la deformación por termofluencia:
a) Termofluencia por dislocaciones
Se da debido a que a alta temperatura, la activación térmica ayuda a que las dislocaciones
puedan pasar los obstáculos como la resistencia de la red cristalina. El movimiento de las
dislocaciones no se realiza sobre sus planos de deslizamiento como sería el caso de una
deformación plástica causada por una sobrecarga, sino que se mueven perpendicularmente a
su plano de deslizamiento, es decir por ascenso. El que las dislocaciones se mueva, se traduce
en que el material se está deformando deforma plásticamente [17].
b) Termofluencia por flujo difusivo
Se da mediante la deformación de los granos por el flujo masivo de las vacancias en el interior
de los granos produciendo un alargamiento en la pieza y también puede dar un deslizamiento
de los límites de grano el cual tiene un papel muy importante en la fractura ya que al ser
favorecido se tiende a una fractura intergranular.
Consideraciones Teóricas
12
1.2.2 Factura por Termofluencia
Uno de los factores más críticos y determinantes para los componentes que trabajan a
temperaturas elevadas es el comportamiento de termofluencia. Debido a la activación termal,
los materiales se deforman lenta y continuamente aun incluso bajo cargas constantes y
eventualmente llegar a la falla [18]. El tiempo en el que esto suceda depende de deformación
asistida por la temperatura en componentes que están bajo cargas constantes. En
consecuencia de tal deformación, hay cambios y distorsiones dimensionales que al final
ocurre una ruptura del componente.
La mayoría de las fallas por termofluencia se encuentran en componentes de plantas térmicas,
ya que operan bajo tensiones constantes y alta temperatura y otras áreas donde se produce
este tipo de daño son las siguientes, turbinas de aviones donde las paletas de las turbinas
operan a temperaturas de 1300-1400K (1027-1127°C), y en reactores nucleares donde
trabajan las camisas a 850-950K (577-677°C) y en las industrias química y petroquímica
[19].
En el momento en que se aumenta la temperatura de un material, tanto el límite de fluencia
como el de rotura descienden. Por ello el material se hace mucho más dúctil, menos
resistente; esto es en general para todos los metales. En el caso de los aceros, la termofluencia
regularmente aparece a 600º C [20]. Este fenómeno tiende inevitablemente a la rotura debido
a la reducción de sección transversal que siempre acompaña a la elongación. La fractura
puede tener lugar de diversos modos:
a) A altas tensiones y temperaturas moderadas (involucrando tiempos relativamente cortos),
se desenvuelve como la rotura por tracción simple. Si el material es dúctil, romperá después
de una gran deformación plástica.
b) A mayores temperaturas o tiempos más largos, los metales dúctiles comienzan a perder su
capacidad para endurecerse por deformación: tiene lugar el comportamiento denominado
“acción térmica”. Si la deformación es grande, la rotura sigue siendo dúctil.
c) A altas temperaturas o largos períodos de carga, los metales pueden fracturarse con muy
poca deformación plástica. El movimiento relativo entre los granos ocasiona rupturas que se
Consideraciones Teóricas
13
abren entre ellos, cuando una fisura llega a ser lo suficientemente grande, o varias fisuras se
unen para formar una más grande, crece lentamente a través de la pieza hasta que lafractura
tiene lugar. A tensiones bajas que actúan durante mucho tiempo la deformación es a veces
casi insignificante [20].
Dependiendo del componente, la falla final puede ser delimitada ya sea por deformación o
por fractura.
Esta fractura la mayoría de las veces se da del tipo intergranular y ocurre debido a que se
forman los huecos de termofluencia, que pueden crecer y formar fácilmente cavidades y si
tales cavidades alcanzan un tamaño inicial crítico se da origen a una microfisura que al
propagarse puede finalmente causar la fractura y esto se dan debido al deslizamiento de los
límites de grano, la microgrieta se propaga cuando la deformación por termofluencia
acumulada local en la punta de la grieta alcanza la ductilidad crítica [21]. Y al mismo tiempo,
el parámetro de daño se aproxima a la unidad. Otra forma de que ocurra la fractura es el
proceso de termofluencia local puede pre existir en la punta de un concentrador de esfuerzos
puede también dirigirse al crecimiento de grietas locales y llegar a la falla.
Uno de los equipos de una planta que están sujetos a una variedad de fallas muy severas que
envuelven uno o más mecanismos son los tubos que conducen vapor. El mecanismo de falla
más importante por la severidad del daño que puede ocasionar es la distorsión que envuelve
la expansión térmica o termofluencia.
Los tubos de una caldera transportan agua en forma de vapor saturado, el cual posteriormente
pasa a los tubos del sobrecalentador por donde sale en forma de vapor sobrecalentado como
suministro de vapor vivo a los generadores principales de una planta. Ellos son fabricados
principalmente de acero de bajo carbono resistentes al calor y su temperatura de servicio es
de 250 a 500ºC [21].
Estos tubos están sujetos a una presión interna y por lo tanto existe un estado de esfuerzos
estáticos que deben resistir teóricamente, por tiempo ilimitado. Las temperaturas elevadas de
funcionamiento gradualmente producen cambios en la microestructura que reducen la
resistencia mecánica del acero [22].
Consideraciones Teóricas
14
Por lo general, muchos tubos se rompen o se curvean debido al sobrecalentamiento de larga
duración, en estas condiciones la temperatura del metal pude sobrepasar los límites de diseño
durante días, semanas, meses o más tiempo. Este tipo de sobrecalentamiento acompañado
por la acción de esfuerzos es la causa más común de fallas que cualquier otro mecanismo.
Debido a que el acero pierde mucha resistencia mecánica a temperaturas elevadas, las
probabilidades de una rotura causada por la presión de trabajo interna aumentan a medida
que se eleva la temperatura.
En fracturas de este tipo se observa a escala macroscópica la deformación plástica de la pieza
ya que se nota un cambio en la forma de la pieza como se observa en la figura 1.
Figura 1. Tubería en servicio con falla por termofluencia [22].
La fractura por termofluencia, puede tener aspectos bastantes diferentes, dependiendo del
metal y de las condiciones del ensayo. Existen dos formas bien definidas ya que es posible
iniciar las grietas en los puntos triples de los límites de grano lo que daría lugar a una fractura
intergranular y es posible obtener una fractura transgranular por la formación de huecos
dentro de los granos. Los huecos crecen y coalescen formando una grieta intercristalina. Este
tipo de fractura es la predominante cuando la tensión es baja y la rotura se produce después
de transcurrido un largo periodo de tiempo [23].
Consideraciones Teóricas
15
Un mecanismo propuesto para este tipo de iniciación de la fractura consiste en la formación
de huecos por condensación de vacancias, estos huecos crecen por difusión de las vacancias
hacia ellos, es decir, los huecos actúan como un resumidero de dichos defectos reticulares.
Por otra parte, diversos experimentos indican que no pueden formarse huecos inter cristalinos
si no se produce deslizamiento de los bordes de grano.
El deslizamiento de grano forma dos cavidades características las de Tipo w que son la que
forman una cuña en las uniones triples de los límites de grano y las de Tipo r que son
cavidades esféricas que se forman alrededor de los límites de grano y se distribuyen en
grandes cantidades. Ambas cavidades se pueden observar en la figura 2 [24].
Figura 2. Cavidades presentes en los límites de grano a) Tipo w, b) Tipo r [24].
Consideraciones Teóricas
16
La figura 3 muestra una morfología típica del crecimiento de grietas debido a las microfisuras
formadas por las cavidades hay evidencia experimental para diferentes aceros ferríticos que
indica que cavidades principalmente nuclean y crecen formando facetas en los límite del
grano especialmente los que se encuentran perpendiculares a la carga en tensión [25].
Figura 3. Morfología del crecimiento de cavidades de termofluencia y microfisuras en el
área cercana a la grieta macroscópica en una muestra [25].
Consideraciones Teóricas
17
1.2.3 Evaluación de Termofluencia
Las propiedades de termofluencia que presenta cada material son determinadas por medio de
una prueba uniaxial de termofluencia, estos ensayos requieren la medición de cuatro variables
tensión, deformación, temperatura y tiempo. Y consisten en someter al espécimen de prueba
a una carga constante y temperatura elevada en una atmosfera controlada inerte en un equipo
como el que se muestra en la figura 4. Aquí se observa que el calentamiento es obtenido
metiendo la muestra en un horno donde la temperatura es controlada mediante un termopar
y la carga es aplicada con un sistema de palancas de peso muerto [26].
Figura 4. Equipo utilizado para una prueba uniaxial de termofluencia [26].
Consideraciones Teóricas
18
El ensayo se realiza bajo carga constante, lo que sólo requiere de la aplicación de un peso en
forma directa o indirecta, a fin de multiplicar la magnitud aplicada por ello el sistema de
pesos muerto es una parte muy importante para el equipo debido a que está diseñado para
que cuando la probeta se alarga el brazo de palanca disminuya, reduciendo con esto la carga
y compensando el adelgazamiento de la probeta. De esta manera se asegura que la carga a la
que se sometió la muestra permanece constante durante todo el tiempo de exposición, es
importante mencionar que, aunque la carga aplicada permanezca constante, la tensión real
en la probeta aumenta a medida que ésta se deforma y su sección transversal disminuye
entonces este sistema asegura esta parte [26].
El equipo también cuenta con un extensómetro que se encarga de verificar la deformación
que presenta la probeta. Las deformaciones deben medirse con mucha exactitud en los
ensayos. Pueden determinarse por medio de dos microscopios móviles que enfocan dos
marcas calibradas previamente. Para evitar la oxidación del material dentro del horno las
pruebas deben llevarse a cabo en una atmosfera controlada dentro del horno en la que se
utilizan diferentes baños por ejemplo al vacío en gases inertes como argón.
Y para asegurar que la temperatura de trabajo es la adecuada el horno debe tener un
precalentamiento de un tiempo determinado de tres a cuatro horas, calentamiento gradual de
la probeta, hasta alcanzar en unas tres horas la temperatura fijada y la permanencia de la
probeta a dicha temperatura durante el tiempo prefijado después de este tiempo ya se aplica
la carga constante de tracción y se comienza la medición de la termofluencia [26].
Para una prueba uniaxial de termofluencia se utilizan una probeta establecida bajo la norma
JIS Z 2271 [27], o su equivalente la norma ASTM E139-00 [28].
Consideraciones Teóricas
19
Que establecen los tamaños pertinentes de acuerdo a la prueba que se llevara a cabo, para
este estudio se utilizaron las medidas de la probeta miniatura que se muestran en la figura 5.
Estas normas establecen el rango de error que debe haber en las probetas por ejemplo el área
controlada tiene un límite de error de más-menos 0.05 mm.
Figura 5. Probeta de collarines utilizada para la prueba uniaxial de termofluencia.
Durante la prueba, la deformación que va sufriendo la muestra es registrada continuamente
en función del tiempo, y la prueba generalmente culmina en la fractura, como resultado de
este registro se obtiene una curva de termofluencia como la que se observa en la figura 6, de
la manera más idealizada para un material metálico.
Figura 6. Curva teórica de Termofluencia
Consideraciones Teóricas
20
Usualmente la prueba se realiza a diferentes cargas constantes para un mismo material y se
evalúa el tiempo de ruptura en cada caso [28].
Como se puede observar en la gráfica anterior se muestra que una vez aplicado el esfuerzo
la probeta sufre una deformación instantánea, hay una desaceleración en la velocidad de
deformación lo que lleva a una velocidad de termofluencia mínima más estable 𝜀̇, la cual es
seguida de una aceleración que termina en la fractura y se determina el tiempo de ruptura tR
la deformación de ruptura representa una fractura dúctil [29]. Estas tres etapas características
que se observan se describen a continuación.
Etapa 1
Conocida como termofluencia transitoria, cuando la carga se aplica inicialmente, hay una
elongación elástica instantánea y ocurre debido a la trasformación de la microestructura y el
reacomodo de dislocaciones y vacancias iniciales del material lo que da lugar al
deslizamiento y endurecimiento de los granos más favorablemente orientados. Es notable
que la velocidad de deformación es muy rápida al inicio y una vez que la microestructura y
los defectos alcanzan un estado de equilibrio dinámico entonces la velocidad de deformación
se mantiene constante. Esto indica el hecho de que las transformaciones en la estructura
cristalina, actúan para retardar los procesos de deformación. En otras palabras la primera
etapa se da en segundos y es la deformación elástica que ocurre casi instantáneamente y se
da gracias a la acción de la tensión aplicada, es la deformación ordinaria dada por el diagrama
de tensión-deformación. Y se puede observar el componente si la expansión térmica que la
temperatura produce es significativa.
Etapa 2
Se le conoce como termofluencia secundaria es la etapa en la que el equilibrio alcanzado
entre los mecanismos de generación de dislocaciones y vacancias hace que se igualen los
fenómenos de endurecimiento del material con los fenómenos de recuperación debido a la
recristalización del material y esto nos lleva a una velocidad de deformación constante. La
duración esta etapa está controlada por los esfuerzos que se utilizan, ya que al utilizar cargas
Consideraciones Teóricas
21
bajas esta se prolongaría por un largo periodo de tiempo. El equilibrio que se alcanza entre
los procesos de endurecimiento por deformación y recuperación no puede continuar en forma
indefinida, más si las probetas comienzan a experimentar estricción. Eventualmente, se
alcanzará un punto en donde el aumento en la velocidad de termofluencia, causada por el
esfuerzo aplicado, vencerá el endurecimiento por deformación es decir, se desarrolla un
proceso de ablandamiento, a velocidad mayor que el endurecimiento y es el punto donde se
comienza la última fase. Por lo tanto la segunda etapa en esta prueba se característica porque
tiene tasa de velocidad decreciente. La deformación es rápida al comienzo pero gradualmente
se hace más lenta a medida que se aproxima a un valor fijo determinado
Esta es la etapa más importante ya que en esta transcurre la mayor parte de la deformación
a alta temperatura y por lo tanto la mayoría de las expresiones matemáticas para estimar el
tiempo de ruptura de un material metálico sometido a un esfuerzo constante a alta
temperatura se basan en las características del comportamiento de esta etapa.
Etapa 3
Se llama termofluencia terciaria y es la etapa en la que se promueve una mayor deformación
con un menor endurecimiento por deformación debido a los cambios microestructurales
como la separación de los bordes de grano y la formación de fisuras internas, cavidades y
huecos. La velocidad de deformación de nuevo es muy alta consecuencia de la disminución
de la sección transversal de la probeta y del deterioro del material previo a la fractura.
En este momento el proceso por lo general ya se localiza en una sección de pieza,
provocando la fractura del material debido al severo daño en los límites de grano. Después
de que ocurre la fractura se determina el tiempo de ruptura del material. En una curva de
termofluencia la tercera etapa se observa de forma muy clara en la curva ya que es el
componente permanente que aumenta continuamente su velocidad de deformación hasta que
provoca la falla en el material [29].
La forma en las curvas de termofluencia es determinado por varias reacciones competitivas
como endurecimiento por deformación, procesos de reblandecimiento y recuperación,
Consideraciones Teóricas
22
recristalización, el sobre envejecimiento de los precipitados y proceso de daño como
cavitación y agrietamiento en el espécimen. De estos factores, el endurecimiento por
deformación tiende a disminuir la velocidad de deformación mientras que los otros factores
tienden a incrementar esta velocidad. El balance entre estos factores determinan las formas
en las curvas de termofluencia. Durante la termofluencia primaria, la pendiente decrece en la
curva de termofluencia lo que se atribuye al endurecimiento por deformación. La etapa
secundaria de termofluencia es la explicación en términos de un balance entre el
endurecimiento por deformación y el reblandecimiento de proceso de daños, resultando en
una velocidad de termofluencia constante [30].La tercera etapa marca el proceso de daño
interno o externo, lo cual es el resultado una disminución en la resistencia a la carga o un
incremento significativo en la sección de la red del esfuerzo. Ambos con el proceso de
reblandecimiento, el balance se logra fácilmente en la etapa 2 es ahora compensado, y un
rápido incremento ayuda a alcanzar la etapa terciaria rápidamente.
La temperatura y el esfuerzo aplicado influyen en las características del comportamiento de
la curva de termofluencia, y en la figura 7 se puede apreciar este cambio, en a) se muestra
una familia de curvas en un ensayo a temperatura constante y a diversos esfuerzos; en b) se
mantiene constante el esfuerzo y se varía la temperatura. Se puede observar que después de
la deformación inicial, la deformación se vuelve independiente del tiempo.
Figura 7. Influencia del esfuerzo y la temperatura en la velocidad de deformación. (a)
Temperatura constante, (b) Esfuerzo constante [31].
Consideraciones Teóricas
23
La prueba uniaxial de termofluencia proporciona la información necesaria para que desde el
diseño puedan evitarse la deformación o rotura de los componentes. También estos ensayos
se lleven cabo para asegurar la calidad, o garantizar que sucesivas series de material han sido
producidos con los requerimientos especificados por los diseñadores y evaluar la forma en
que ha cambiado la microestructura de los materiales y conocer cuánto afecta al
comportamiento mecánico y a la fractura por termofluencia [31].
1.2.4 Ecuaciones para la predicción de vida en Termofluencia
En la mayoría de los ensayos uniaxiales de termofluencia, en especial en los de mayor
duración, la etapa secundaria es la predominante. Por esto se acepta que el parámetro más
importante es la velocidad secundaria de termofluencia, que es el gradiente (o pendiente) de
la segunda etapa de las curvas de termofluencia a alta temperatura [32].
Y es por eso que el comportamiento de este mecanismo de termofluencia se utiliza como
base para la construcción de ecuaciones que son útiles para determinar el tiempo de ruptura
del material en función a esfuerzos ensayados. Las ecuaciones relevantes para este estudio
son las siguientes:
Ley de Norton-Bailey
Relación de Monkmann-Grant
Parámetro de Larson-Miller
Y a continuación se describe cada ecuación y su impotancia.
Consideraciones Teóricas
24
1.2.4.1 Ley de Norton-Bailey
La curva de termofluencia contiene muchos parámetros pero los más importantes para las
aplicaciones de ingeniería son la velocidad de deformación mínima �̇�𝒎𝒊𝒏 y el tiempo de
ruptura tR. Específicamente estos dependen de la temperatura y del esfuerzo aplicado y es
muy importante para el diseño de todos los materiales que se someten a las características de
termofluencia. Esta dependencia varía con el mecanismo de termofluencia aplicado.
Con el conocimiento de que el esfuerzo depende de la velocidad de deformación de
termofluencia para cada mecanismo, esto hace posible la construcción de gráficas que
demuestran los regímenes para varios mecanismos en el espacio de esfuerzos analizados
[33].
Uno de estos modelos es el siguiente comportamiento propuesto por Norton y Bailey que
obedece la siguiente formula:
𝜀�̇�𝑖𝑛 =Aσn
( 1 )
Donde:
𝜀�̇�𝑖𝑛= Velocidad de deformación mínima
A= Constante independiente del esfuerzo.
σ= Esfuerzo
n= Constante de comportamiento de deformación plástica.
En esta ecuación la constante n es una parte muy importante ya que habla acerca del
comportamiento de deformación plástica que está sufriendo el material ya que hay un rango
de valores establecidos para poder determinar que la n encontrada en esta ecuación es
correcta, se establece que si el valor encontrado va de n=1-4 la deformación se está dado en
los límites de grano y por lo tanto la fractura que se presentaría seria de tipo intergranular y
en el caso contrario donde n=5-14 la deformación que está sufriendo el material se manifiesta
dentro de los granos entonces como resultado se obtendría una fractura de tipo transgranular.
Consideraciones Teóricas
25
1.2.4.2 Relación de Monkmann-Grant
Debido a que hay pruebas de termofluencia que pueden durar mucho tiempo Monkmann y
Grant encontraron la siguiente ecuación empírica para poder relacionar las pruebas de larga
y corta duración tomando como consideración las propiedades de termofluencia de
materiales a alta temperatura durante la segunda etapa [34].
log ε̇min + m log tR= -C
( 2 )
Donde:
log 𝜀�̇�𝑖𝑛= Logaritmo de la velocidad de deformación mínima
m y C = Son constantes.
tR= Logaritmo del tiempo de ruptura
En la ecuación anterior se muestra la relación que obtuvieron del tiempo de ruptura y la
velocidad mínima de deformación, y donde la constante m representa la pendiente de la recta
y está establecido que para materiales de este tipo el valor que se encuentre debe estar en el
rango de 0.48 < m < 1.3.
1.2.4.3 Parámetro de Larson-Miller
Es una forma de extrapolar los datos de una prueba de termofluencia que dura algunas
decenas de horas a periodos de miles de horas, ya que el tiempo de vida de componentes de
este tipo es de al menos 10 años y una prueba en laboratorio con esta duración no se podría
realizar [35].
Consideraciones Teóricas
26
Este método se basa en la ecuación de Arrhenius:
r = Α e(-ΔH/RT) ( 3 )
Donde:
r= es la rapidez del proceso de termofluencia
A= Constante
ΔH= Entalpia
R= Constante de los gases
T= Temperatura
Reacomodando la ecuación anterior da la siguiente forma:
∆H/R=T (lnA-lnr) ( 4 )
El tiempo de ruptura tR es inversamente proporcional a r por lo tanto
-ln tR = ln A - ∆H/RT ( 5 )
Al multiplicar por T y convertir a logaritmos base 10 se obtiene la relación de Larson-Miller:
PLM=T (C + log tR) ( 6 )
Donde C es una constante y es un valor dado para cada material que puede determinarse con
un mínimo de dos datos experimentales de tiempo-temperatura evaluados a un mismo
esfuerzo. En la tabla 5 se presenta los valores de C para diferentes materiales.
Consideraciones Teóricas
27
Tabla 5. Constante C del parámetro Larson-Miller [24]
Aleación C (h)
Acero ferrítticos bajo carbono 20
Acero al molibdeno 19
Acero inoxidable 18-8 18
Acero inoxidable 18-8-Mo 17
Acero 2.25 Cr- 1 Mo 23
Acero S 590 20
Titanio D9 20
Acero Cr-Mo-Ti-B 22
1.3 Software Thermo-Calc
El programa Thermo-Calc es un software que se utiliza para diferentes tipos de cálculos de
propiedades termodinámicas, incorpora una interfaz de línea de comandos (Console Mode)
así como un interfaz gráfica moderna (Graphical Mode), donde se puede escoger libremente
el modo de operación apropiado para lo que se desea realizar[36].
Los cálculos de Thermo-Calc son realizados mediante una base de datos termodinámica de
alta calidad desarrollada por evaluaciones críticas y sistemáticas de diversos datos
experimentales y de información teórica [37,38].
Este programa es un software muy poderoso que realiza cálculos termodinámicos de gran
exactitud y se puede utilizar de manera simple con él se pueden obtener distintos resultados
como calcular diagramas de fases o conocer datos termodinámicos como entalpías, capacidad
calorífica y actividades de distintos materiales también se puede realizar las Simulaciones de
solidificación apoyadas con el modelo Scheil-Gulliver.
Thermo-Calc también permite calcular diagramas multicomponentes que se presentan en la
forma de pseudobinarios o pseudoternarios. Los diagramas multicomponentes que muestra
Consideraciones Teóricas
28
este programa considera los elementos a analizar variando su composición y los demás
elementos presentes en la aleación los fija para realizar los cálculos. Esto significa que se
realizan cálculos para aleaciones con más de tres elementos y así considerar cómo afectan
los otros elementos aleantes dentro de los diagramas de fases [39]. En este trabajo de
investigación se utilizó este software para obtener diagramas de este tipo.
1.4 Estudios de Termofluencia y su relación con la evolución
microestructural de aceros ferríticos.
El desarrollo experimental de esta tesis se basó principalmente en los artículos que se
describen a continuación se utilizaron artículos de materiales diferentes ya que no se han
encontrado estudios de termofluencia del material utilizado.
A continuación se describe el contenido de cada artículo y las conclusiones a las que llegaron.
En el artículo de Szabó [40] se tomaron probetas de una varilla de acero 15Mo3 que se
utilizan en tubos de recalentamiento en las calderas de centrales eléctricas, para hacer el
maquinado de las muestras que se evaluaron con la prueba de termofluencia uniaxial.
Las muestras de ensayo de termofluencia se cortaron a partir de las varillas recibidas, con un
diámetro de longitud de calibre de 5 mm. Utilizaron una carga constante de 65MPa a una
temperatura constante de 550 ◦C que fue elegida debido a que esta es la temperatura del vapor
que pasa por el tubo de recalentamiento, la variación que ellos hicieron fue el tiempo de
exposición a la prueba los tiempos utilizados son 125, 290, 481, 671, 868 y 1161 h. Esto con
el fin de observar la evolución en la microestructura del material.
Después del ensayo de termofluencia, las muestras se cortaron perpendicularmente al eje de
carga, se trituraron y pulieron para investigaciones metalográficas. Hubo una preparación de
muestras especial para para ser observadas por microscopia electrónica de transmisión MET.
Una vez realizada la caracterización microestructural concluyeron como resultado que se
puede sugerir el siguiente mecanismo de daño. La muestra recibida contiene una
subestructura determinada en las dislocaciones iniciales, así como carburos precipitados que
están distribuidos uniformemente en la matriz cuando la carga es aplicada las dislocaciones
Consideraciones Teóricas
29
comienzan a moverse y forman los límites de un subgrano estos tienden a alcanzar una
longitud total de equilibrio para alcanzar el mínimo de energía. Sin embargo, durante su
movimiento están fijados por los carburos, esto se da en la etapa secundaria de la
termofluencia proceso en el que los esfuerzos dentro de los granos están al máximo.
Dado que todo el proceso se produce a temperatura elevada, los carburos más pequeños
pueden ser disueltos en la matriz, y los más grandes crecen esto aumenta la distancia entre
los carburos, lo que permite que las dislocaciones se muevan más fácilmente al mismo tiempo
con la energía de deformación acumulada se alcanza un valor crítico, y las dislocaciones
previamente fijadas puede superar los carburos esto causará una relajación de la tensión
dentro de los granos, y por lo tanto la tensión disminuirá. Este mecanismo de daño se observó
en la curva de termofluencia ya que la pendiente de la curva disminuye repentinamente a
alrededor de 481 h, y aumenta después de aproximadamente 520 h.
En el artículo de Guguloth y colaboradores [41] se tomaron ejemplares de un acero 9Cr-1Mo
modificado (grado 91) que fueron mecanizados a lo largo de la dirección longitudinal del
material tal como se recibió, para la prueba estándar de termofluencia los ensayos se
realizaron utilizando las siguientes temperaturas 550 ° C, 600 ° C y 625 ° C y a dos diferentes
cargas aplicadas 80 MPa a 275 MPa. Con el fin de evaluar la deformación así como la
exposición térmica, se realizó un examen microestructural a los especímenes ensayados por
termofluencia que se comparó con el material recibido. Las muestras observadas fueron
cortadas a partir de la muestra de arrastre a lo largo del eje de carga. La microestructura se
evaluó mediante microscopio electrónico de barrido, también utilizaron este microscopio
para hacer el análisis de la superficie de fractura.
Después de haber analizado el comportamiento de termofluencia del acero bajo diferentes
tensiones y temperaturas llegaron a las siguientes conclusiones. Las superficies de fractura
de los especímenes de la prueba de termofluencia muestran fractura dúctil, caracterizada por
la presencia de micro-huecos. Se formaron micro-huecos alrededor de los precipitados y ésos
son partículas cuboidales de Mo2C. El factor de tolerancia de daños (λ = 3) obtenido de la
curva de termofluencia se atribuye a la pérdida de sección y estrechamiento y es responsable
de una fractura transgranular.
Consideraciones Teóricas
30
Los coeficientes de endurecimiento por deformación son casi los mismos a 550 ° C y 625 °
C. El aumento subsiguiente en el valor del coeficiente a 600 ° C puede ser debido al aumento
de la densidad del movimiento de las dislocaciones (engrosamiento del precipitado) o efecto
de envejecimiento dinámico. Las observaciones de la caracterización microestructural
indicaron que con el movimiento de las dislocaciones hay una formación de subgranos. El
análisis de los precipitados mostró la formación de fase de las hojas (Fe2Mo) en el espécimen
a 625° C. Aparte de este carburo M23C6 rico en Cr, los carbonitruros de V y Nb se encontraron
en el material recibido.
En el artículo de Gonzáles y colaboradores [42]. Se tomaron muestras cilíndricas de tubos
sin soldadura utilizados en calderas de una planta de generación de energía de un acero
ferrítico 1Cr-0.5Mo y se maquinaron probetas para realizar las pruebas de termofluencia.
Las pruebas de termofluencia uniaxial se realizaron de dos formas diferentes la primera
hicieron una variación de esfuerzos aplicados de tensiones entre 82 a 205 MPa a una
temperatura constante de 873 K y la segunda la variación la realizaron en la temperatura entre
873 a 1023K manteniendo un esfuerzo constante de 168 MPa. El procedimiento experimental
para realizar la caracterización de la microestructura, incluyendo la identificación de fases,
la morfología de la precipitación primaria y secundaria, así como los estudios de
transformación de fase, se realizó mediante microscopía óptica, microscopía electrónica de
barrido y análisis de DRX. La preparación metalográfica de las muestras consistió en, el
desbaste con papeles abrasivos de diferentes tamaños de partícula seguido de un pulido con
alúmina y luego tratados químicamente con Nital al 2%. En este artículo también
determinaron la tasa de deformación equivalente utilizando una ecuación empírica que está
relacionada con la temperatura:
ɛ̇=Aσn e-Q/RT (7)
Donde:
ɛ̇= velocidad de deformación
A y n= constantes
Q= Energía de activación
R= Constante de los gases
T= Temperatura
Consideraciones Teóricas
31
Con base en los gráficos trazados, trabajando en la región de la termofluencia secundaria o
de estado estacionario, donde la pendiente de la curva es casi constante, y usando la ley de
potencia para calcular n y Q utilizando una constante de temperatura y bajo los esfuerzos
utilizados para obtener la relación con los mecanismos de deformación del material.
Los valores que calcularon para el exponente de esfuerzos "n", indican que el proceso
dominante en el flujo fue el movimiento de las dislocaciones. La presencia de elementos de
aleación como Cr y Mo aumenta la resistencia a la termofluencia de los aceros ferríticos.
A las conclusiones que llegaron fue que en aceros ferríticos de baja aleación resistentes a la
termofluencia la fractura que se presentara es de tipo dúctil y se basa principalmente en la
nucleación y crecimiento de los carburos aleados, así como por cavidades que aparecen en
los límites del grano.
También observaron que al aumentar la temperatura el número de carburos precipitados en
la microestructura aumenta esto lo vieron reflejado en la dureza del material ya que los
valores aumentaron.
Desarrollo Experimental y Simulación Numérica
32
II. Desarrollo experimental y Simulación
Numérica
2.1 Desarrollo experimental
El desarrollo experimental planeado para esta investigación se resume en el diagrama de
flujo mostrado en la figura 8.
Figura 8. Diagrama de flujo del desarrollo experimental.
2.1.1 Pruebas de termofluencia uniaxial
Las pruebas de termofluencia uniaxial se realizaron en la universidad de Tohoku Japón, de
acuerdo a lo establecido en la norma JIS Z 2271[27], o su equivalente la norma ASTM E139-
00 [28]. Esta norma plantea el maquinado y el tamaño de las probetas de acuerdo a la prueba
que se llevara a cabo y esto en función de los parámetros de trabajo utilizados, para este
Desarrollo Experimental y Simulación Numérica
33
estudio las probetas se maquinaron con las medidas miniatura que se muestran en la figura
9. El rango de error permitido para el maquinado de las probetas es de más-menos 0.05 mm.
Figura 9. Dimensiones de la probeta para la prueba uniaxial de termofluencia.
La característica principal de estas probetas es que cuenta con unos collarines a los lados que
son útiles para mantener una longitud calibrada y con esta conocer la deformación final que
tiene la probeta después del ensayo.
Las condiciones en las que opero el equipo donde se llevaron a cabo las pruebas fueron las
siguientes, se utilizó una atmosfera inerte dentro del horno de Argón con una pureza de
99.99%, con la finalidad de evitar la corrosión del material, una velocidad de deformación
de 78.8 x 10-6 h-1 y para mantener estable la temperatura de 600°C dentro del horno hubo un
precalentamiento de cuatro horas.
Los esfuerzos elegidos para cada prueba de 60, 78, 88, 95, 120, 130 y 170 MPa se escogieron
en base a la equivalencia con los datos de resistencia a la termofluencia reportados del acero
A387 Gr.5 pero clase uno.
Desarrollo Experimental y Simulación Numérica
34
2.1.2 Corte de Muestras
Las placas de acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 se seccionaron en diferentes formas y tamaños
para realizar las pruebas, se cortaron especímenes cuadrados de aproximadamente 1 cm de
cada lado para hacer la caracterización del acero en estado original y también se cortaron
barras de 11cm x 2 cm para realizar el maquinado de las probetas para la prueba de
termofluencia uniaxial.
Después de la prueba se hicieron cortes distintos que posteriormente se prepararon
metalográficamente y que se detallan a continuación, dichos cortes se realizaron con una
cortadora de disco de diamante. En la figura 10 se muestra la cortadora que fue utilizada.
Figura 10. Máquina automática de corte de precisión Minitom.
Después de que las probetas fueron ensayadas por termofluencia uniaxial y se obtuvieron
dos nuevas superficies de fractura se cortaron en dos secciones diferentes, de la parte de la
probeta que quedo más larga se cortaron las puntas de fractura con un espesor de al menos 5
mm y se obtuvo un disco de mismo espesor en dirección trasversal o perpendicularmente al
Desarrollo Experimental y Simulación Numérica
35
eje de carga y la parte pequeña hará un corte longitudinal paralelo al eje de la carga aplicada,
todo esto se ilustra en la figura 11.
Figura 11. Cortes realizados a las probetas ensayadas por termofluencia.
2.1.3 Caracterización Microestructural
Tanto las muestras en estado inicial como a las muestras que se obtuvieron de las probetas
de la prueba de termofluencia se les realizó el procedimiento de metalografía marcado por la
norma ASTME3-11. Para con esto revelar la microestructura final del material analizado.
Después del corte de con disco de diamante a las probetas les queda una superficie de
apariencia fina es por ello que el desbaste se hizo con lijas de grado 1200 y 1500 con una
velocidad de 150 RPM. Para el pulido se utilizó una solución de alúmina de 1μm y 0.3 μm
con velocidades de 150 RPM. El ataque se dio por un promedio de tiempo de 30 segundos y
el reactivo utilizado fue Nital, su composición está descrita en la tabla 6.
Tabla 6. Composición química del reactivo de ataque Nital 5% para100 ml de solución
Elemento Cantidad
Ácido nítrico 5 mL
Alcohol etílico 95 mL
Desarrollo Experimental y Simulación Numérica
36
Posteriormente las probetas fueron observadas en un microscopio óptico eclipse MA200
marca Nikon, figura 12. Se tomaron evidencias fotográficas de la microestructura del
material.
Figura 12. Microscopio óptico marca Nikon modelo Eclipse MA200.
También se analizó con un microscopio electrónico de barrido JEOL 6300, figura 13. Para
poder observar el cambio en la evolución de la microestructura y comparar al material
original y el material después de haber realizado las pruebas de termofluencia.
Figura 13. Microscopio Electrónico de Barrido JEOL-JSM6300.
Desarrollo Experimental y Simulación Numérica
37
La caracterización de este acero una vez hechas las pruebas se realizó en las direcciones que
las probetas fueron cortadas se observó la microestructura de la parte transversal cercana a la
fractura y la microestructura longitudinal de la pieza y realizar el análisis de la evolución y
los cambios que presenta la microestructura, y para el caso de las probetas longitudinales las
imágenes fueron tomadas de tres distintas zonas de la probeta punta, centro y hombro que se
ilustra en la figura 14.
Figura 14. Partes observadas de las probetas longitudinales.
2.2 Desarrollo de la simulación
El desarrollo que tendrá la simulación numérica se resume en el diagrama mostrado en la
Figura 15.
Desarrollo Experimental y Simulación Numérica
38
Figura 15. Diagrama del desarrollo de la simulación numérica.
Para este estudio se utilizó el programa Thermo-Calc para obtener un diagrama binario que
ayudo a predecir las fases que bajo las condiciones de trabajo están presentes en el material
como se puede observar en la figura anterior para obtener este resultado se necesitaron datos
específicos como la composición del material mostrada en la tabla 4 y la temperatura de
trabajo 600°C y se utilizó la base de datos de aceros que es la TCFE7 que viene incluida en
el programa para poder realizar el trabajo.
Resultados y Discusión
39
III. Resultados y Discusión
En esta sección se presentan los resultados de la simulación numérica así como las
micrografías obtenidas por electrónica de barrido del material original y de las probetas
después de las pruebas, así como los datos en las pruebas de termofluencia uniaxial que se
realizaron también los resultados obtenidos de las ecuaciones de predicción de la
termofluencia.
3.1 Simulación con el programa Thermo-Calc
Se realizó un diagrama pseudobinario con el software Thermo-Calc para conocer las fases
que se encuentran en equilibrio y los precipitados presentes durante la termofluencia en el
acero objeto de estudio ASTM A387 Gr.5 C2, se sabe que los diagramas de fase son una
herramienta fundamental para el estudio de aleaciones y sus aplicaciones, pero existen
aleaciones que no cuentan con un diagrama propio debido a su complejidad estructural, se
pueden construir con ayuda de un programa diagramas pseudobinarios que son diagrama de
fases, entonces el resultado obtenido es una gráfica de composición en función de la
temperatura,
Para este estudio el diagrama se hizo en función del contenido de cromo del material y se
muestra en la figura 16 y se puede observar que de acuerdo al contenido de 5% de cromo que
tiene el acero utilizado y en función de la temperatura utilizada 600°C las fases que se
encuentran presentes en equilibrio son BCC_A2 que corresponde a una matriz ferrítica y
M23C6 son los precipitados distribuidos en la matriz de la aleación. La composición química
determinada por Thermo-Calc indica que el metal “M” no sólo corresponde a Cr, sino que
también hay presencia de Fe y Mo.
Resultados y Discusión
40
Figura 16. Diagrama Pseudobinario para el acero A387 Gr.5 C2.
3.2 Caracterización microestructural de acero en estado original
Se tomaron diferentes micrografías del material tal como se recibió y la figura 17 se muestra
la microestructura que presenta el acero A387 Gr.5 C2.
Como se puede apreciar en la figura 17 este material presenta una microestructura, con una
matriz ferrítica y precipitados finos y granos de tamaños y formas regulares distribuidos
homogéneamente en la misma.
Resultados y Discusión
41
Figura 17. Microestructura del MEB del acero A387 Gr.5 C2 en estado original,
a) 3000x y b) 5000x.
En la figura 17 se puede observar que la distribución de los precipitados dentro es de los
granos y en los límites de grano. Otra cosa importante que se debe observar de la figura 32
inciso a que corresponde a la microestructura del material en estado original es que el tamaño
del grano de este material es de aproximadamente 5 µm por lo tanto es de grano grande lo
que ayuda a su resistencia a la termofluencia.
a)
b)
Resultados y Discusión
42
Se realizó un microanálisis en el MEB a los precipitados del material y se obtuvo el espectro
mostrado en la figura 18, y se muestra que este precipitado esta enriquecido en cromo y su
estructura es FCC. El Fe y Mo son solubles en él lo que se esperaba teóricamente de este tipo
de precipitado.
Figura 18. Espectro EDX-MEB del análisis de los precipitados del acero A387 Gr.5 C2 en
su condición original.
Este análisis indica la presencia de Cr, Mo y Fe como lo indicaron los resultados de Thermo-
Calc. Esto indica que los carburos son del tipo M23C6 de acuerdo con lo reportado en la
literatura [13]. En el microanálisis de la matriz se observó al hierro como el elemento
predomínate.
Resultados y Discusión
43
3.3 Pruebas de termofluencia Uniaxial
Después de haber realizado las pruebas de termofluencia se obtuvo como resultado la gráfica
de deformación versus tiempo, conocida como curva de termofluencia, que se muestra en la
figura 19 para el acero A387 Gr. 5 C2.
La figura 19 muestra una gráfica donde se puede observar los resultados las pruebas de
termofluencia realizadas. Anteriormente se mencionó que la temperatura de la prueba se
mantuvo constante a 600°C y lo que se varió en cada prueba fue el esfuerzo aplicado que va
desde 60 MPa a 170 MPa. Cada curva de la gráfica representa una prueba ensayada a los
diferentes esfuerzos. Es importante señalar que la prueba que se aplicó a 60 MPa fue
interrumpida debido a que se observó que la probeta tardaría mucho tiempo en fracturar
alrededor de 3500 h y por lo tanto sería una prueba muy larga y costosa
Figura 19. Curvas de termofluencia para las pruebas realizadas
en el acero A387 Gr.5 C2.
Resultados y Discusión
44
También en la figura 19 se puede observar que sobre cada una de las curvas esta un recuadro
que muestra el tR que se obtuvo de acuerdo al esfuerzo aplicado. Aquí se nota de forma clara
como era de esperarse que el tR disminuye con el aumento del esfuerzo aplicado.
Este es el comportamiento esperado para cada prueba. En el caso del porcentaje de
deformación de la probeta es claro que a mayor esfuerzo aplicado hay menor deformación
[14].
En la figura 20 se muestra la gráfica de las pruebas de termofluencia similar a la figura 19,
solo que en ésta se amplificaron los límites de los ejes para poder observar la primera etapa
de las curvas de termofluencia. Aquí se distingue de manera clara la deformación instantánea
que sufre el material en cuanto es aplicado el esfuerzo. Esto es, la curva muestra claramente
la primera y segunda etapa de termofluencia. La deformación instantánea aumenta con el
incremento del esfuerzo aplicado.
Figura 20. Curvas de Termofluencia para las pruebas realizadas en
el acero A387 Gr.5 C2, Grafica de ejes amplificados.
Resultados y Discusión
45
Después de obtener los resultados de esta prueba se graficó el tiempo la velocidad de
deformación ɛ̇ en función del tiempo para poder obtener la velocidad mínima de deformación
𝜀�̇�𝑖𝑛 de cada prueba. 𝜀�̇�𝑖𝑛 se determinó seleccionando el mínimo de valor de las diferentes
pendientes en la etapa secundaria de termofluencia. La gráfica se muestra en la figura 21 y
se observa claramente las tres etapas de la termofluencia: primaria con la velocidad de
deformación que disminuye con el tiempo lo cual se atribuye al endurecimiento por
deformación; segunda con una velocidad de deformación prácticamente constante debido al
balance entre los mecanismos de endurecimiento y ablandamiento; y tercera aumento de la
velocidad de deformación por el dominio del ablandamiento y engrosamiento de precipitados
[14].
Figura 21. Curvas para determinar 𝜀�̇�𝑖𝑛 de las pruebas de termofluencia.
Una vez determinada la velocidad de deformación mínima 𝜀�̇�𝑖𝑛, se procedió a graficar los
diferentes resultados en función de los datos necesarios para obtener las diferentes ecuaciones
de predicción de vida bajo termofluencia y en las siguientes figuras 22, 23 y 24.
Resultados y Discusión
46
La figura 22 muestra una gráfica en escala logarítmica de la velocidad de deformación
mínima (ɛ ̇ min) en función del esfuerzo aplicado en las pruebas de termofluencia. Una vez
realizada esta gráfica se hizo una regresión de potencia para poder obtener las constantes de
la ecuación (1), la ley de Norton-Bailey para la termofluencia controlada por el movimiento
de las dislocaciones.
Figura 22. Gráfica de la Ley de Norton-Bailey para el acero A387 Gr.5 C2.
La regresión permitió obtener la siguiente ecuación:
𝜀�̇�𝑖𝑛=2x10-16σ6.289 (8)
Esta ecuación describe el comportamiento de la deformación que tuvo este material durante
las pruebas ya que el exponente “n” del esfuerzo define precisamente el mecanismo de la
deformación plástica que sufrió el material durante la termofluencia y gracias a esto se puede
determinar el tipo de fractura que presenta. Los valores de n entre 6 y 12 se asocian con la
deformación plástica controlada por la deformación de la matriz en aceros ferríticos de baja
aleación [14].
Resultados y Discusión
47
Además, se puede observar que al obtener las variables incógnitas de esta ecuación A y n,
ahora se puede hacer el cálculo de la velocidad de deformación mínima que tendrá este
material pero a esfuerzos diferentes, esto es muy útil ya que así se ahorra la parte
experimental de las pruebas de termofluencia.
Para encontrar la relación de Monkman-Grant [14] se utilizaron los datos de velocidad de
deformación mínima en función del tiempo de ruptura, cada dato fue tomado de cada una de
las pruebas, la gráfica se construyó después de obtener los logaritmos de ambos datos,
figura 23.
Figura 23. Gráfica de la Relación de Monkman-Grant para el acero A387 Gr.5 C2.
Resultados y Discusión
48
Gracias la gráfica de la figura 23 se obtuvó la ecuacion lineal de la recta y se adapto a la (2)
para obtener la relacion de Monkman-Grant para el acero A387 Gr.5 C2 y el resultado fue el
siguiente:
Log [𝜀�̇�𝑖𝑛]+1.0165 Log [tR ]= -0.5307 (9)
Todo esto se realizó para determinar las variables m y C de esta ecuación, estos resultados
solo se emplean en el uso del acero que se está estudiando, y con estos resultados se pueden
realizar los cálculos para determinar el tiempo de ruptura tR o la velocidad minima de
deformación ɛ ̇min de este material dependiendo de la información que se tenga. Es importante
resaltar que el valor de m es usualmente cercano a 1 para aceros ferríticos [14] como el
encontrado en este estudio, 1.0165.
Si ya se conocen los resultados de la ecuación (8) que son de ɛ ̇min, se hace la relación con la
(9) y se pueden obtener los tR de ahí la importancia de estas ecuaciones.
Otra forma de determinar el tiempo de vida en servicio de estos materiales es determinar el
parámetro de Larson-Miller, y esto se realizó de la siguiente manera primero se calculó este
parámetro en función de la ecuación (6) utilizando los siguientes datos
Temperatura de trabajo (en Kelvin)
El logaritmo del tiempo de ruptura
Una constante ya establecida en la literatura para aceros ferríticos C=20 mostrada
en la tabla 5.
Una vez hecho el cálculo se construyó la gráfica de los esfuerzos analizados en cada prueba
en función del parámetro de Larson Miller, y el resultado se muestra en la figura 24.
Resultados y Discusión
49
Figura 24. Gráfica del parámetro de Larson Miller para el acero A387 Gr.5 C2.
La gráfica muestra claramente una relación lineal de R² = 0.9878, y es la tendencia esperada
para esta condición [14]. Esta relación lineal es muy útil ya que es específica para el acero
A387 Gr.5 C2 y en base a esto también se puede calcular el tiempo de ruptura tR de este
material pero a diferentes condiciones de trabajo, por ejemplo a diferente temperatura.
Los resultados mostrados anteriormente fueron calculados para poder tener estas ecuaciones,
las gráficas que son exclusivas del acero A387 Gr.5 C2, son útiles para ayudar a predecir el
comportamiento del material bajo termofluencia y con esto predecir el tiempo de servicio
que puede otorgar este metal a diferentes condiciones de uso esto es importante ya que aún
no se encuentran reportados estos datos para este material, lo que tiene mucha utilidad ya que
ahorraría la parte experimental.
Después de que las probetas fueron ensayadas por termofluencia, las muestras llegaron a la
fractura y se obtuvo como resultado dos nuevas superficies de fractura como se observa en
las fotografías de la figura 25, lo que sirvió para llevar acabo el análisis fractográfico de las
muestras.
Resultados y Discusión
50
Figura 25. Probetas ensayadas por termofluencia uniaxial del acero A387 Gr.5 C2:
a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.
c) d)
e) f)
a) b)
Resultados y Discusión
51
De acuerdo con lo observado en las imágenes de la figura anterior se aprecia de manera clara
que las probetas presentan un porcentaje de elongación diferente para cada esfuerzo
analizado y por esta razón se realizaron los cálculos y los resultados se presentan en la
tabla 7. Aquí es importante resaltar que la mayor elongación corresponde al menor esfuerzo
de la prueba, mientras que la mayor reducción en área al mayor esfuerzo.
La figura 26 muestra las fotografías del MEB de la sección transversal para las probetas
ensayadas a diferentes esfuerzos. Aquí también se observa la reducción de la sección
transversal de las probetas ensayadas al incrementar el esfuerzo.
La fractografía del MEB de la superficie de fractura se muestra en la figura 27 para las
diferentes pruebas de termofluencia. Estas indican que la fractura ocurrió de forma
transgranular dúctil. Asimismo, se observa que se formaron microcavidades en la superficie
de fractura y su tamaño y la presencia de fractura dúctil se incrementa con el aumento del
esfuerzo de la prueba.
Tabla 7. Resultados de los cálculos de reducción de área y elongación de las probetas
evaluadas por termofluencia uniaxial
Esfuerzo 78 MPa 88 MPa 95 MPa 120 MPa 130 MPa 170 MPa
longitud
(mm)
Inicial 30 30 30 30 30 30
Final 44.62 42.62 41.59 41.22 41.13 40.2
Diámetro
(mm)
Inicial 6 6 6 6 6 6
Final 2.42 2.26 2.11 1.98 1.91 1.63
Elongación (%) 48.7 42.1 38.6 37.4 31.1 34.0
Reducción de
Área (%)
76.6 85.3 88.9 91.2 93.1 94.4
Resultados y Discusión
52
Figura 26. Fotografías del MEB de las puntas de la superficie de fractura para las pruebas
de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa,
d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.
a) b)
c) d)
e) f)
Resultados y Discusión
53
Figura 27. Fractografias del MEB resultados de las de termofluencia uniaxial a 600° C del
acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa
y f) 170 MPa.
c) d)
e) f)
a) b)
Resultados y Discusión
54
3.4 Caracterización Microestructural de las probetas ensayadas
Después de cortar las puntas de fractura se obtuvieron las probetas transversales y
longitudinales de las muestras ensayadas por termofluencia y después de ser preparadas se
analizaron mediante MEB.
3.4.1 Probetas Transversales
La figura 28 muestra la evolución que tuvo la microestructura en la sección transversal de la
probeta, las fases que están presentes siguen siendo los precipitados del tipo M23C6 solo que
se observa una deformación para ambos casos, en estas es claro imágenes que se observa que
hubo una transformación microestructural.
En el caso de la matriz los granos aumentaron su tamaño en comparación con las del estado
original pero el mayor cambio se nota en los precipitados, por ejemplo las imágenes que
muestran los esfuerzos más bajos (a) y (b) muestran los precipitados engrosados por la
acumulación en los límites de grano mientras que las imágenes que muestran los esfuerzos
más altos (e) y (f) muestran unos precipitados finos y aun dispersos en toda la superficie del
grano esto se atribuye al tiempo de exposición a la prueba. Ya que las pruebas de menor
esfuerzo presentaron tR muy altos, en otras palabras la probeta estuvo mucho tiempo expuesta
a las condiciones de la prueba alta temperatura y el esfuerzo constante lo que permitió este
cambio tan notorio en la microestructura.
La temperatura es el principal parámetro que tiene el mayor impacto en los cambios
microestructurales. Ya que un aumento adicional de temperatura y prolongación del tiempo
de exposición acelera la difusión de átomos de carbono y de aleación, y forma grupos de
carburos de cromo-molibdeno en los bordes del grano [19].
Resultados y Discusión
55
Figura 28. Microestructura del MEB 5000x de las probetas transversales después del
ensayo de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa,
c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.
c) d)
e) f)
a) b)
Carburos
Resultados y Discusión
56
3.4.2 Probetas Longitudinales
En la figura 29 observa la microestructura de las probetas obtenidas de la sección longitudinal
de las muestras ensayadas por termofluencia y se aprecia de forma clara que a medida que
el esfuerzo aplicado es mayor la deformación en la matriz es evidente, si se compara en
función de la microestructura del acero en estado original se nota que la probeta evaluada al
mayor esfuerzo que es el caso de ya que en el inciso el inciso (f) que corresponde a la prueba
de 170 MPa los granos se ven completamente deformados alargados verticalmente en
dirección paralela al esfuerzo que se aplicó, y en el caso contrario de la probeta evaluada al
menor esfuerzo inciso (a) que corresponde a la microestructura de la prueba de 78 MPa los
granos aún se observan definidos y se pueden apreciar de forma clara.
También es estas microestructuras se observa el mismo comportamiento con los precipitados
ya que a menor esfuerzo se nota la acumulación de los precipitados y que prácticamente no
quedan carburos finos dispersos en la matriz y esto se da debido a que todo el proceso se
produce a una temperatura alta lo que provoca que los carburos más pequeños se disuelvan
en la matriz, y los más grandes crezcan esto aumenta la distancia entre ellos, lo que permite
que las dislocaciones se muevan más fácilmente [19]. Este comportamiento en la
microestructura era esperado debido a que es el reportado por diferentes investigadores para
aceros ferríticos evaluados por termofluencia.
La evolución de la microestructura se nota al observar y comparar la microestructura del
materia original figura 17 y la obtenida después de los ensayos, figura 29, se puede observar
que los granos se alargaron en dirección paralela al esfuerzo aplicado la matriz de ferrita se
muestra totalmente deformada en comparación con los granos en el estado original.
Esas probetas se observaron de tres distintas zonas como se mencionó anteriormente pero se
debe señalar que las fotografías que se presentan en la figura 29 corresponden únicamente a
la zona de la punta de la probeta debido a que observamos que a medida que se alejaba de la
punta de factura la microestructura delas probetas no tenía cambios significativos ni
relevantes para hacer mención.
Resultados y Discusión
57
Figura 29. Microestructura del MEB 3000x de las probetas longitudinales después del
ensayo de termofluencia uniaxial a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa,
b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.
a) b)
c) d)
e) f)
Resultados y Discusión
58
3.5 Comparación de los resultados
Se realizó la comparación de todos los datos obtenidos de las pruebas realizadas de
termofluencia al acero A387 Gr.5 C2 y estos resultados se muestran en la tabla 8.
Tabla 8. Resultados de las pruebas de termofluencia uniaxial
σ
(MPa)
tR �̇�𝒎𝒊𝒏 %
Elongación
%
R.A
% Fractura
Dúctil
Diámetro de
Microhuecos
( µm)
78 1301.8 1.78E-04 48.7 76.6 20 6.3
88 640.0 4.22E-04 42.1 85.3 28 6.9
95 510.3 6.26E-04 38.6 88.9 35 7.4
120 95.9 2.30E-03 37.4 91.2 43 5.6
130 60.3 5.33E-03 37.1 93.1 50 9.5
170 11.4 2.43E-02 34.0 94.4 56 11.1
De la tabla 8 se puede observar que todos los resultados corresponden a la literatura ya que
en función de que el esfuerzo aplicado aumenta:
El tiempo de ruptura tR disminuye, la diferencia que hay entre los tiempo de ruptura
se debe a que dentro del régimen plástico, la segunda etapa de la termofluencia (etapa
transitoria) en materiales cristalinos consiste en pequeñas cantidades de fluencia
producidas por la activación térmica la aplicación del esfuerzo provoca una
deformación plástica inicial, que cesa tan pronto como la tensión se ve equilibrada
por el endurecimiento por deformación. A partir de ahí los impulsos de energía
térmica continúan provocando pequeños incrementos de deformación; pero como
cada incremento produce su cuota de endurecimiento por deformación, el siguiente
Resultados y Discusión
59
tendrá un desarrollo más dificultoso y serán entonces menos frecuentes, hasta
alcanzar un equilibrio, pero cuando el esfuerzo aplicado es muy grande no da tiempo
a que esto suceda.
La velocidad mínima de deformación aumenta, debido al dominio del ablandamiento
por efecto de la alta temperatura y crecimiento que tienen los precipitados.
El porcentaje de elongación de las probetas disminuye y el porcentaje de reducción
de área aumenta estos son dos puntos ligados ya que se observa por ejemplo que la
probeta analizada a 78 MPa muestra una reducción de área del 76.6 % en cambio la
probeta que se analizó a 170 MPa presenta una reducción de 94.4% y esto se da
debido a que la probeta evaluada a 78 MPa estuvo expuesta a la prueba durante un
largo periodo de tiempo, y los metales dúctiles comienzan a perder su capacidad para
endurecerse por deformación, y se comportan dominantemente bajo la acción térmica
y es por eso que también estas probetas presentan más elongación (48.7 % ) ya que
se requiere más elongación para balancear los efectos de la deformación térmica,
llegándose a una fractura sin formación de cuello. Si la deformación es grande, la
rotura sigue siendo dúctil. Y en la probeta evaluada a 170 MPa lo que sucede es que
a altas tensiones el tiempos de ruptura es relativamente corto, la fractura de
desenvuelve como una por tracción simple. Y debido a que es un material es dúctil,
fracturo luego de una gran deformación plástica y de la formación de un cuello. La
rápida acumulación de deformación en la fluencia terciaria es superior y causada por
el estrechamiento antes de la fractura, en comparación con régimen de fluencia
primaria y secundaria.
El porcentaje de fractura dúctil aumenta y el tamaño de los microhuecos también
aumenta, este crecimiento se dio debido a que los precipitados se engrosaron y
permitieron esto.
Conclusiones
60
IV. Conclusiones
En este trabajo se realizó una evaluación del acero ferrítico de baja aleación A387 Gr.5 C2
ensayado bajo pruebas de termofluencia a 600°C y también la caracterización de la
microestructura antes y después de las pruebas para observar la evolución y la influencia de
esta en las propiedades de termofluencia del material.
1. El engrosamiento y la acumulación de los precipitados en los límites de grano
ocasionaron la fractura por termofluencia.
2. Las curvas de termofluencia a 600°C obtenidas en las pruebas tuvieron el
comportamiento esperado para aceros ferríticos resistentes a la termofluencia ya que
presentan una etapa inicial instantánea, seguida de una etapa estacionaria y por último
una termofluencia terciaria prolongada hasta llegar a la fractura del material.
3. El tiempo de ruptura tR obtenido en cada prueba de termofluencia disminuye a medida
que el esfuerzo aplicado aumenta.
4. La termofluencia de este acero obedece la Ley de Norton Bailey cumpliendo la
siguiente ecuación �̇�𝒎𝒊𝒏=2x10-16σ6.289. El valor n de 6.289 corresponde a una fractura
de tipo transgranular que coincide con la superficie de fractura observada en las
fractografías de MEB.
5. Se determinó que la ecuación de Monkman-Grant era la siguiente:
Log [�̇�𝒎𝒊𝒏]+1.0165 Log [tR ]= -0.5307
El valor de m de 1.0165 que representa la pendiente de la recta corresponde con lo
reportado en la literatura para aceros de este tipo.
6. La gráfica construida a partir del cálculo del parámetro de Larson Miller es útil para
estimar el tiempo de ruptura del acero objeto de estudio a distintas condiciones
establecidas.
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