metalotecnia - caracterización mecánica de los metales

8/17/2019 Metalotecnia - Caracterización Mecánica de Los Metales

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Propiedades mecánicas Fecha:29/10/01 Página 1 de 29

siderurgia.etsii.upm.es

MATERIALES I:

CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES

por Vicente Lorenzo


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CARACTERIZACIÓN MECÁNICA DE LOS METALES

1. INTRODUCCIÓN 3

2. EL ENSAYO DE TRACCIÓN 3

3. ENSAYOS DE DUREZA 7

4. ENSAYOS DE RESILIENCIA 13

5. ENSAYOS DE FATIGA 18

6. EL ENSAYO DE FLUENCIA 24

EJERCICIOS 29


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1. INTRODUCCIÓN

En la mayoría de las ocasiones, los materiales metálicos se emplean con fines

estructurales. Es decir, los componentes fabricados con metales deben responder de forma

adecuada a determinadas solicitaciones mecánicas. La expresión responder de forma

adecuada puede entenderse en muy diferentes sentidos. Así, en muchos casos, significa no

fallar en servicio pero en otros como, por ejemplo, un fusible mecánico, puede significar lo

contrario. En múltiples aplicaciones el factor que limita la vida útil de un componente no es su

fractura, si no que puede ser cierto grado de desgaste o el desarrollo de una grieta de cierto

tamaño. El abanico de posibilidades se abre más aún cuando se considera la naturaleza de las

solicitaciones mecánicas que deben ser soportadas. Éstas pueden ser constantes en el tiempoo variables, en este último caso, la velocidad de variación puede ser reducida o elevada,

pueden actuar de forma localizada o distribuida en el material y, en este último caso, la

distribución de esfuerzos puede ser uniforme o no.

A toda la casuística anterior, hay que añadir la que surge de la consideración de otras

etapas de la vida de una pieza como, por ejemplo, su conformación. En ciertos procesos de

fabricación, se confiere su forma a los productos metálicos por deformación plástica. Para

determinar cuáles son las condiciones óptimas de trabajo en estos casos, es necesario conocer

cuál es la relación entre los esfuerzos que se aplican y las deformaciones que se producen y

cuál es la máxima deformación que admite el material sin llegar a romper.

2. EL ENSAYO DE TRACCIÓN

Este ensayo permite obtener información sobre la capacidad de un material para soportar

la acción de cargas estáticas o de cargas que varían lentamente a temperaturas homólogas 1

que, aproximadamente, son inferiores a 0,5. Como los componentes metálicos se proyectan en

la mayoría de las ocasiones para trabajar en estas condiciones, probablemente este es el más

popular entre los ensayos que permiten caracterizar el comportamiento mecánico de un

material metálico.

El ensayo se realiza alargando una probeta de geometría normalizada con longitud inicial

L0 que se ha amarrado entre las mordazas de una máquina según se puede ver de forma

1 La temperatura homóloga es un parámetro adimensional que se define como el cociente entre las temperaturas

de ensayo y de fusión.


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esquemática en la figura 2.1. Una de las mordazas de la máquina está unida al cabezal móvil y

se desplaza respecto a la otra con velocidad constante durante la realización del ensayo. Las

máquinas de ensayo disponen de sistemas de medida, células de carga y extensómetros, que

permiten registrar la fuerza aplicada y la deformación producida mientras las mordazas se

están separando. La curva tensión-deformación resultante del ensayo se construye

representando la tensión, σ, que es la razón de la fuerza aplicada a la sección recta inicial de la

probeta, S0, frente al alargamiento, ε, que se define como la extensión porcentual referida a la

longitud inicial, (L – L0)/L0 x 100.

Figura 2-1. Representación esquemática del funcionamiento de una máquina para ensayos de tracción.

Las curvas esfuerzo-deformación que se han representado en la figura 2-2 son

características de los materiales metálicos. Algunas de las propiedades más importantes que

se pueden medir a partir de estas curvas son:

• El tramo inicial de la curva, que generalmente es recto, da información sobre elcomportamiento elástico del material, es decir sobre la relación entre esfuerzos y

deformaciones cuando éstas son recuperables. La pendiente del tramo inicial de la curva,

que se conoce como módulo elástico o módulo de Young, E, es una medida de la rigidez

del material. De dos piezas con la misma geometría, sometidas a la misma solicitación

mecánica y fabricadas con diferentes materiales que trabajan dentro del campo elástico,

aquélla con mayor módulo será la que presente menores deformaciones.


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Figura 2-2. Curvas esfuerzo-deformación típicas de materiales metálicos. La explicación de los símbolos

se incluye en el texto.

• El límite elástico es la tensión mínima que hay que aplicar para que aparezcan

deformaciones permanentes en el material. Como la aparición de la deformación plástica

es difícil de observar, su valor se aproxima siguiendo los procedimientos que a

continuación se detallan. Si la curva esfuerzo-deformación obtenida tiene la forma de la

figura 2-2(a), se define un límite elástico convencional , Rp, como el esfuerzo necesario

para provocar una deformación plástica predefinida que se hace constar como subíndice

en el símbolo de la propiedad. Habitualmente, se fija una deformación plástica del 0,2% y el

valor Rp0,2 se calcula según se muestra en la figura 2.3. Cuando las curvas son del tipo de

la que aparece en la figura 2-2(b) se define un límite elástico aparente que puede coincidir

con el límite superior de cedencia, R eH , o con el límite inferior de cedencia, R eL. Esta

propiedad juega un papel de gran importancia en el proyecto mecánico porque, en la gran

mayoría de las ocasiones, las piezas se calculan para que no sufran deformaciones

permanentes en servicio y, en consecuencia, se debe garantizar que las tensiones que

actúan cuando la pieza trabaja no superan el límite elástico.

Figura 2-3. Determinación del límite elástico convencional Rp0,2 .


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Como ya se ha apuntado en capítulos previos el límite elástico de un metal es función

de su estructura. Cualquiera de los mecanismos de endurecimiento que se han descrito

con anterioridad (formación de solución sólida, control del tamaño de grano, maduración,

acritud o aparición de ciertas fases metaestables) se pueden emplear para controlar el

límite elástico de una aleación metálica.

• La resistencia a la tracción, Rm, coincide con el valor máximo del esfuerzo y es la tensión

que hay que aplicar para que se produzca la rotura de la probeta en las condiciones del

ensayo. Mientras la tensión aplicada es inferior a Rm, la deformación es uniforme pero al

alcanzar esta tensión comienza a desarrollarse un cuello en la probeta. La reducción

localizada de sección hace que la tensión que actúa en esa sección crezca localmente lo

que provoca un nuevo aumento del alargamiento en la zona del cuello con la consiguientecaída de la tensión nominal. Este proceso continúa hasta que la sección no es capaz de

seguir deformándose y se produce la fractura. Como la resistencia a la rotura es, en

general, una función creciente del límite elástico para cada una de las familias de

aleaciones metálicas, la influencia que los diferentes parámetros estructurales ejercen

sobre la resistencia a la tracción es similar a la que ejercen sobre el límite elástico. La

carga de rotura es una propiedad que también se puede utilizar para el cálculo de piezas

que trabajan sometidas a esfuerzos aunque, en la actualidad, se tiende a emplear

preferentemente el límite elástico.

• El alargamiento a la rotura, At , es la extensión que presenta la probeta tras el fallo. Esta

propiedad es una medida indirecta de la ductilidad del material. Un alargamiento a la rotura

elevado es una propiedad deseable porque los materiales con esta propiedad admiten

deformaciones plásticas importantes cuya observación, en muchas ocasiones, permite

adoptar medidas correctoras con anterioridad a la fractura. Además, el alargamiento a la

rotura es también un indicador de la capacidad del material para ser conformado por

deformación a la temperatura de ensayo.

• La estricción, Z, es la relación entre las áreas de las secciones rectas de rotura e inicial. La

estricción está relacionada con el alargamiento a la rotura de modo que cuando éste crece,

aquélla aumenta.

La tabla 2-1 que aparece a continuación muestra los valores de las propiedades que se

obtiene en ensayos de tracción a temperatura ambiente para algunas aleaciones metálicas

importantes entre las que se incluyen los aceros, las aleaciones de base cobre, aleaciones

ligeras y las aleaciones que presentan los valores de rigidez más elevados, las de wolframio, y

más reducidos, las de plomo. La gran amplitud de los intervalos es consecuencia de que los

valores de las distintas propiedades son función de la estructura del metal que se ensaya

(composición química, naturaleza, proporción y distribución de los constituyentes presentes,tamaño y morfología de grano, ...).


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Tabla 2-1. Valores resultantes de los ensayos de tracción para algunas aleaciones metálicas

E (Gpa)Límite elástico

(MPa)Rm (MPa) At (%)

Aleaciones de plomo 15-30 5-75 10-90 3-70

Aleaciones de magnesio 40-47,5 70-425 150-475 3-20

Aleaciones de aluminio 70-90 30-300 60-600 1-40

Aleaciones de cobre 75-150 30-1100 100-1250 1-40

Aleaciones de titanio 90-137 175-1200 240-1625 1-40

Aceros 190-215 150-2250 250-2500 0,5-70 Aleaciones de wolframio 250-450 450-3500 650-4000 0,5-25

Las máquinas que se utilizan para llevar a cabo los ensayos de tracción disponen de unconjunto muy amplio de accesorios que permiten la aplicación de solicitaciones de diferente

naturaleza y la realización de ensayos de muchos otros tipos como, por ejemplo, compresión,

flexión, plegado, cortadura, etc. Por esta razón, estos equipos se conocen con el nombre de

máquinas universales de ensayo o dinamómetros universales. Si bien estas pruebas son

fundamentales en ocasiones para seleccionar el material adecuado a cierta aplicación o como

método de control de calidad, su empleo es mucho menos frecuente que el del ensayo de

tracción y se deja su discusión para las asignaturas relacionadas con la Mecánica de los

Medios Continuos.

3. ENSAYOS DE DUREZA

La dureza de un material es una propiedad tan fácil de apreciar como difícil de definir. En

muchos textos aparece definida como una medida de su resistencia a la deformación

permanente o al daño. Una cuestión que surge inmediatamente a partir de esta definición es

cuál es el tipo de deformación o daño que nos interesa, pregunta cuya respuesta tiene, en

principio, una componente subjetiva muy importante. Para ilustrar la afirmación anterior se va a

considerar un ejemplo sencillo: la fabricación de un engranaje. El mecánico que va a tallar el

engranaje inevitablemente asociará dureza a facilidad de mecanizado, el usuario pensará en

resistencia al desgaste mientras que el técnico que lo proyectó ha debido considerar ambos

extremos.

De acuerdo con lo anterior, la determinación precisa de la dureza de un material depende

del método de medida, es decir, del modo en que el material se deforma durante el ensayo.

Entre los métodos que se pueden emplear para la medida de dureza de materiales metálicos,

los más habituales son los de penetración estática. En estos ensayos se apoya un penetrador


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de geometría normalizada sobre la superficie del material a ensayar bajo la acción de una

carga prefijada y la dureza se determina en función de las dimensiones de la huella producida.

El más antiguo de los ensayos de este grupo es el Brinell que data de 1.900. El penetrador

Brinell es una esfera de acero tratado y la dureza, HB, se define como la presión media

ejercida por el penetrador expresada en kg/mm2. Es decir, la dureza se calcula como el

cociente entre la carga, P, y el área de contacto que se puede calcular como función del

diámetro de la bola, D, y del de la huella, d, llegándose a la expresión que se recoge en la

figura 3-1.

Figura 3-1. Para medir la dureza ensayo Brinell se apoya la bola de diámetro D sobre el material a

ensayar bajo la acción de al carga P (a). Tras retirar la carga, se mide el diámetro d de la huella (b) y la

dureza se calcula por medio de la expresión que aparece recuadrada

Como las huellas no son geométricamente semejantes, la dureza Brinell resulta función de

las condiciones de ensayo. Para garantizar que los resultados son comparables en todos los

casos y evitar las dificultades asociadas a la falta de semejanza de las huellas, las condiciones

del ensayo se deben seleccionar de modo que el diámetro de la huella quede comprendido

entre la cuarta parte y la mitad del diámetro del penetrador. Esto se consigue ajustando el

cociente Q = P/D2 en función de la naturaleza del material a ensayar según se indica en la tabla

que se presenta a continuación.


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Tabla 3-1. Valores del parámetro Q que se deben utilizar en el ensayo de la dureza Brinell de

distintos materiales metálicos

Material HBP/D 2

(kg/mm 2 )

Acero 30

Fundición*

< 140 10≥140 30

Cobre y sus aleaciones < 35 10

35 a 200 30

> 200 30

Metales y aleaciones ligeros < 35 1,25 ó 2,5

35 a 80 5; 10 ó 15

> 80 10 ó 15Plomo, estaño 1 ó 1,25

*Para fundiciones se deben emplear bolas con diámetros de 2,5; 5 ó 10 mm.

El ensayo Brinell con penetrador de acero tratado está limitado a materiales no demasiado

duros (HB < 450) ya que el penetrador se deforma al ensayar materiales muy duros

obteniéndose medidas erróneas. Para evitar este problema, siempre que se midan durezas

mayores que 450 HB y menores que 650 HB, límite superior de la técnica, hay que emplear

bolas de metal duro. Estas bolas se fabrican por técnicas pulvimetalúrgicas siendo su

componente fundamental el carburo de wolframio (total de otros carburos < 2%, cobalto entre 5

y 7%). Para distinguir entre ambos tipos de medida, se utilizan las notaciones HBS y HBW para

referirse a los resultados obtenidos con bola de acero y con bola de metal duro,

respectivamente.

En 1920 se propuso un ensayo alternativo al descrito, el ensayo Vickers , que utilizaba un

penetrador fabricado en diamante con forma de pirámide recta de base cuadrada en la que las

caras opuestas forman un ángulo de 136°. El ángulo entre las caras de la pirámide Vickers se

escogió para garantizar que los valores de la dureza obtenidos resulten próximos a los delensayo Brinell en su campo de aplicación común tal como se ve en la figura 3-2. La realización

del ensayo es análoga a la del ensayo Brinell y la dureza, HV, que se define también como la

presión media en kg/mm2 sobre el área de contacto, se calcula por medio de la expresión:

HV = 2.sen 68°. P/d2 = 1,854 . P/ d2 [3-1],

donde P es la carga aplicada y d es la diagonal de la base de la huella.


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Figura 3-2. Conversión aproximada entre los valores de las durezas Vickers y Brinell para aceros

Este ensayo permite superar las limitaciones del ensayo Brinell ya que, por un lado, la

dureza resulta, en principio, independiente de la carga al ser todas las huellas Vickers

semejantes y, por otro lado, un penetrador de diamante no se deforma por duro que sea el

metal a ensayar. Por ejemplo, hay que emplear el ensayo Vickers para comprobar que la

dureza del penetrador esférico de metal duro que se emplea en el ensayo Brinell resulta

superior a 1500 HV.

Un tercer método de medida de dureza por penetración estática que se emplea para

caracterizar materiales metálicos es el ensayo Rockwell. Para comenzar el ensayo se apoya el

penetrador sobre la superficie de la muestra a ensayar bajo la acción de una precarga F0 que,

en todos los casos, es de 10 kg. Como consecuencia de esto, el penetrador se introduce en el

material hasta una profundidad h0. A continuación, se añade una carga F1, se deja actuar la

carga total durante algunos segundos y, finalmente, se retira la última carga aplicada

manteniendo la precarga. Al terminar este proceso, el penetrador habrá profundizado en la

muestra hasta una distancia h0 + e, midiéndose la dureza como función de la distancia e

expresada en mm. Existen distintos tipos de ensayos Rockwell que difieren en la forma delpenetrador, en el valor de las sobrecargas F1 que se aplican y en el modo de calcular la dureza.

Estos procedimientos se identifican por una letra que se escribe tras las iniciales HR y son los

que se muestran en la tabla que se presenta a continuación.


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Tabla 3-2. Modalidades del ensayo Rockwell

Penetrador

Sobrecarga

(kg)

Fórmula de

cálculo Valores Se aplica aHRA Cónico

* 50 100 - e/0,02 20 a 88 HRA Metal duro. Piezas finas de acero ycapas cementadas finas

HRB Bola acero 5/8" 90 130 - e/0,02 20 a 100 HRB Aleaciones de cobre y aluminio. Aceros blandos. Fundicionesmaleables

HRC Cónico* 140 100 - e/0,02 20 a 70 HRC Aceros, fundiciones templadas,capas cementadas gruesas,aleaciones titanio. Materiales condureza mayor que HRB 100

HRD Cónico* 90 100 - e/0,02 40 a 77 HRD Piezas finas de acero y capascementadas de espesor medio.Fundición maleable perlítica

HRE Bola acero 1 1/4" 90 130 - e/0,02 70 a 100 HRE Fundiciones grises. Aleaciones dealuminio y magnesio. Aleacionesantifricción

HRF Bola acero 5/8" 50 130 - e/0,02 60 a 100 HRF Aleaciones de cobre recocidas.Chapas finas

HRG Bola acero 5/8" 140 130 - e/0,02 30 a 94 HRG Bronces fosforosos. Cuproberilios

HRH Bola acero 1 1/4" 50 130 - e/0,02 80 a 100 HRH Aleaciones de aluminio, cinc y plomo

HRK Bola acero 1 1/4" 140 130 - e/0,02 40 a 100 HRK Aleaciones antifricción y muestrasmuy blandas o muy finas

*Cono de diamante con un ángulo de 120° y un radio de curvatura en la punta de 0,200 mm

La elección de un método Rockwell u otro de ensayo depende de la naturaleza del metal a

ensayar y de las dimensiones de la muestra ya que la profundidad de penetración depende de

las condiciones del ensayo.

Los valores de dureza Rockwell no se pueden convertir directamente a los valores de

durezas medidos por otros procedimientos ya que al ser diferente la forma de hacer la huella, la

distribución de esfuerzos varía de unos métodos a otros y, en consecuencia, las durezas

resultantes corresponderán a distintos grados de endurecimiento por deformación. A título

ilustrativo, en la figura 3-3 se presenta un gráfico que muestra la correlación experimental entre

distintas escalas de dureza Rockwell y la dureza Vickers para aceros. Conviene insistir en que

tanto las curvas que aparecen en la figura 3-3 como otras relaciones empíricas similares que

se puedan encontrar en otras fuentes son sólo aplicables para los materiales con los que

fueron obtenidas y, aún así, hay que ser precavido a la hora de manejarlas ya que, dentro de la

misma familia de metales, las relaciones entre escalas pueden cambiar de un grado a otro o de

un estado a otro.


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Figura 3-3. Relaciones entre la dureza Vickers y las durezas HRA, HRB y HRC para aceros.

Para interpretar que es lo que se está midiendo en un ensayo de dureza es importante

tener presente que las huellas que se producen en estos ensayos tiene profundidades que van

desde unos pocos micrómetros en ensayos de microdureza Vickers (ensayos con carga que no

llega al kg) hasta algo menos de un milímetro en un ensayo Brinell con bola de 10. Como la

carga aplicada está soportada por el material que se encuentra en las proximidades de la

huella a una distancia que es inferior a unas pocas veces su profundidad de la huella, el

resultado de la medida es de carácter local. Para muestras homogéneas, los ensayos dedureza aportan información sobre las características del material y la dureza se puede

correlacionar con algunas de sus propiedades. Así, por ejemplo, para un material plástico ideal,

modelo que describe satisfactoriamente el comportamiento de muchas aleaciones metálicas,

se cumple la ley de Tabor:

HV = 3 . Rm [3-2].

Dado el carácter local de los ensayos de dureza, es posible obtener información sobre lavariación con la posición de las propiedades de materiales heterogéneos. En el límite, cuando

se aplican cargas muy reducidas en los ensayos de microdureza, se puede caracterizar cada

uno de los microconstituyentes que forman la aleación. Con cargas superiores, se consigue

medir la dureza de la periferia de la pieza que está ensayando. En estos casos, con una

elección juiciosa del método y de las condiciones de ensayo, es posible evaluar el resultado de

tratamientos térmicos superficiales, caracterizar recubrimientos, valorar la importancia de

ciertos defectos que pueden aparecer en la periferia de las piezas metálicas como

consecuencia de tratamientos incorrectos o estimar la resistencia al desgaste de la pieza en

cuestión ya que, en primera aproximación, esta propiedad crece al aumentar la dureza.


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4. ENSAYOS DE RESILIENCIA

Los ensayos de resiliencia tienen por finalidad medir la resistencia al choque de un

material. El método que se emplea con más frecuencia para obtener este tipo de medidas es el

ensayo de flexión por choque para el que se emplea el dispositivo conocido como péndulo

Charpy que se muestra en esquema en la figura 4-1(a). Para la realización del ensayo, se sitúa

una probeta de geometría normalizada sobre bloque de apoyo marcado con la letra A según se

muestra en la figura 4-1(b) y, a continuación, se deja caer una maza (B) con masa m desde

una altura h0 que debe romper la probeta al percutir contra ella. Si el péndulo alcanza en su

posterior movimiento ascendente una altura máxima h, la energía absorbida en el proceso defractura resulta m.g.(h0 – h) donde g es la constante de gravedad. La resistencia al impacto del

material que se ensaya se puede medir tanto por el valor de la energía absorbida en el choque

como por el cociente entre este valor y el área de la sección recta de la probeta.

Figura 4-1. Esquema de un péndulo Charpy (a) y detalle de la probeta (b)

Las probetas normales son prismáticas con sección recta cuadrada de 10 mm de lado y

una longitud de 55 mm. En el punto medio de su longitud presentan una entalla que, en la

mayoría de las ocasiones, tiene forma de U o de V. La finalidad de estas entallas es la de

simular las condiciones más desfavorables que se puedan dar en servicio: el ensayo se realiza

debajo la acción de cargas que varían rápidamente en el tiempo, en presencia de un

concentrador de tensiones y con una distribución triaxial de tensiones. Evidentemente, los

resultados del ensayo deben depender del tipo de entalla y, en consecuencia, ha de hacerse

constar la geometría junto con los valores obtenidos. Con este fin, los resultados del ensayo se


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expresan tanto por la energía absorbida expresada en julios seguida de las siglas KU o KV

según se empleen probetas con entalla en U o en V como por el valor de la energía por unidad

de superficie expresado en J/cm2 seguido de las letras KCU o KCV.

Los resultados experimentales demuestran que la fractura de los materiales metálicos en el

ensayo Charpy se puede producir según dos mecanismos claramente diferenciados: la fractura

frágil y la dúctil. Desde un punto de vista macroscópico, ambos comportamientos se diferencian

en la extensión de la deformación plástica que precede a la fractura. Así, se habla de fractura

dúctil cuando la deformación plástica previa es importante mientras que se emplea el término

fractura frágil para referirse a aquellos procesos en que el fallo se produce sin deformación

apreciable.

Un criterio alternativo para distinguir entre ambos tipos de fractura es atender a la

naturaleza del mecanismo microscópico que actúa (figura 4-2). Este criterio, que no siempre

coincide con el macroscópico, es más profundo y significativo que el anteriormente descrito

porque permite hacer abstracción de ciertos detalles que pueden venir condicionados por

factores ajenos al propio metal como, por ejemplo, la geometría de la pieza. Cuando las

fracturas que se producen en el ensayo Charpy se clasifican atendiendo a su mecanismo

microscópico, se pueden distinguir dos comportamientos extremos:

(a) (b)

Figura 4-2. Representación esquemática de los modos de fractura que pueden aparecer en aleaciones

metálicas: fractura frágil (a) y fractura dúctil (b)

• La fractura frágil , desde el punto de vista metalográfico, es transcristalina y se produce por

descohesión o, lo que es lo mismo, por separación de ciertos planos cristalográficos que

generalmente tienen índices de Miller bajos, mecanismo que se conoce con el nombre de

clivaje. Las superficies de fractura frágil están facetadas a causa de las diferencias entre


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las orientaciones de los granos. Como consecuencia de la formación de facetas, las

fracturas frágiles presentan un aspecto brillante característico que en ocasiones se

denomina “cristalino”.

• La fractura dúctil se produce en cambio por un mecanismo de nucleación y coalescencia de

microcavidades una vez agotados los mecanismos de deformación plástica (movimiento de

dislocaciones). Estas cavidades nuclean casi siempre en las proximidades de partículas de

segundas fases y, con mucho menos frecuencia, en los bordes de grano. La nucleación se

puede producir bien por rotura de las partículas dispersas cuando la adherencia entre éstas

y la matriz es elevada como, por ejemplo, sucede con los precipitados en las aleaciones de

aluminio tratadas o bien por despegue de la matriz como ocurre con las partículas de

sulfuro de manganeso en los aceros. Una prueba evidente del papel que juegan las

partículas dispersas y los bordes de grano es el hecho de que la fractura por deslizamientosobre planos cristalinos en metales intrínsecamente dúctiles sólo es observable en

monocristales de gran pureza. El crecimiento de estas cavidades, que se ve especialmente

favorecido por la acción de esfuerzos de tracción, conduce a su coalescencia, es decir, a

su crecimiento por unión de microcavidades próximas que provoca avance de las fisuras

presentes en el material hasta llegar finalmente a la rotura.

Una vez que se ha llegado a este punto resulta interesante discutir como influyen las

partículas dispersas de segundas fases sobre las propiedades mecánicas de los metales. Por

un lado, según discutió en le capítulo relativo a los defectos en cristales metálicos, las

partículas dispersas elevan la resistencia y el límite elástico de las aleaciones y, si su módulo

elástico es mayor que el de la matriz, también la hacen más rígida. Por otro lado, introducen

discontinuidades en la matriz que, bajo la acción de esfuerzos exteriores, pueden nuclear

microfisuras que disparen los mecanismos de clivaje o microcavidades que favorezcan la

fractura dúctil. Como consecuencia de lo anterior, la estructura de precipitados (naturaleza,

morfología y distribución) juega un papel fundamental a la hora de alcanzar un compromiso

entre las diferentes propiedades mecánicas de una aleación metálica.

El mecanismo de fractura en aleaciones metálicas está ligado a su estructura cristalina

según se ilustra en la figura 4-3. Así, los metales con estructura c.c.c. suelen presentar valores

elevados de la energía absorbida en la fractura y un comportamiento dúctil mientras que

aquéllos con estructura h.c. presentan, generalmente, fracturas frágiles y valores reducidos de

la energía absorbida. Especial atención merece el caso de las aleaciones metálicas con

estructura c.c. ya que estos materiales presentan uno u otro comportamiento dependiendo de

la temperatura. A temperaturas relativamente elevadas, los metales c.c. se comportan como

dúctiles y, a temperaturas reducidas, son frágiles. La transición entre ambos tipos de

comportamiento se produce en un intervalo de temperaturas más o menos estrecho en el quese forman superficies de fractura con texturas intermedias entre las correspondientes a los dos


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casos extremos. Para estos materiales se puede definir una temperatura de transición que

separa ambos tipos de comportamiento atendiendo a diversos criterios como pueden ser, por

ejemplo, un valor dado la energía absorbida (normalmente 20 J) o una superficie de fractura

con un 50% de “cristalinidad”.

Figura 4-3. Curvas de variación con la temperatura de la energía absorbida en la fractura de una aleación

con estructura h.c.p. (la de magnesio), de otra con estructura c.c.c. (el latón) y una tercera c.c. (el acero)

La estructura cristalina y la presencia de fases dispersas no son los únicos parámetros

estructurales que controlan la resiliencia de una aleación metálica. Los resultados

experimentales demuestran que el endurecimiento por formación de soluciones sólidas, en

general, va acompañado de una fragilización de las aleaciones al contrario de lo que sucede

con el endurecimiento que acompaña a la reducción del tamaño de grano. El efecto de estos

parámetros estructurales sobre la temperatura de transición dúctil-frágil en aceros cuya

estructura está formada mayoritariamente por granos de ferrita poligonal se puede describir por

ecuaciones empíricas como la que se presenta a continuación:

T(°C) = -19 + 44 x %Si + 700 x %N libre + 2,2 x %Perlita – 11,5 x d -1/2 [4-1],

donde %Si y %N son las cantidades de estos solutos que aparecen disueltas en la ferrita, el

penúltimo sumando refleja la influencia de la presencia de segundos constituyentes (la perlita

es un agregado eutectoide de ferrita y cementita) y d es el diámetro medio del grano medido en

mm. Estos resultados resaltan la importancia que se da en la actualidad al control del tamaño

de grano en muchos procesos de fabricación ya que, controlando este parámetro, se hace

crecer de forma simultánea el límite elástico y la resiliencia de la aleación.

La influencia de la acritud sobre la resiliencia puede ser beneficiosa o perjudicial según los

casos. Así, en la figura 4-4(a) se presenta una orientación de las interfases con energía de


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cohesión reducida que dificulta el avance de la fisura al disminuir la triaxialidad de tensiones en

su extremo ya que se anula una de las componentes de la tensión. En la figura 4-4(b) se

presenta otra orientación favorable ya que, en este caso, la placa se comporta como si

estuviera dividida en chapas cuyo espesor coincide con la separación entre interfases. En el

caso que se describe en la figura 4-4(c) la situación es radicalmente diferente ya que, con esta

orientación, la fisura avanza con facilidad a lo largo de las superficies sobre las que la cohesión

es menor.

Figura 4-4. Efecto de la anisotropía sobre la resiliencia. En los casos (a) y (b) la distribución de las

interfases de cohesión débil, que aparecen marcadas con trazo fino, dificultan el avance la fisura mientras

que en la (c) lo favorecen

Para finalizar conviene destacar que si bien el ensayo de resiliencia es una herramienta

útil para el control de calidad y permite obtener información precisa acerca de la influencia de

los diferentes parámetros que definen la microestructura sobre la resistencia al choque de un

material metálico, sus resultados tienen una utilidad limitada para el proyecto de elementos

estructurales. Por ejemplo, la temperatura de transición depende del espesor de la pieza yaque cuando crece, la triaxialidad de la distribución de tensiones aumenta. Para espesores muy

pequeños se llega a tener un estado de tensión plana mientras que para espesores grandes se

tiene un estado de deformación plana y, en consecuencia, la temperatura de transición debe

crecer al aumentar el espesor de la pieza. Otro factor importante a considerar es que la noción

de resiliencia no tiene en cuenta la presencia de posibles grietas y fisuras en el seno del

material. Para superar estas limitaciones, se ha desarrollado un cuerpo de doctrina

denominado "Mecánica de la Fractura" que permite predecir en qué condiciones es fiable un

elemento estructural y en qué condiciones se puede producir su fallo. El estudio de la

“Mecánica de la Fractura” es el objeto de otras asignaturas como “Resistencia de Materiales” o


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“Mecánica del Sólido Real” de modo que no ha lugar entrar aquí a tratar en detalle el cálculo de

la fiabilidad de elementos metálicos.

5. ENSAYOS DE FATIGA

En muchas aplicaciones de interés técnico un componente estructural ha de trabajar

sometido a la acción de cargas oscilantes de diferente naturaleza (tracción, compresión,

torsión, flexión, ...) con un valor inferior al necesario para llegar a producir la deformación

plástica en condiciones de carga estática. La experiencia demuestra que bajo estas

solicitaciones que se dan, por ejemplo, en el funcionamiento de máquinas alternativas o en elcaso de elementos estructurales sometidos a vibraciones, se puede producir la rotura como

consecuencia del proceso que se conoce con el nombre de fatiga. Como estas condiciones de

carga son relativamente frecuentes, es necesario conocer cuál es la respuesta de un metal

sometido a la acción de cargas moderadas que varían en el tiempo, finalidad para la que se

han desarrollado los ensayos de fatiga.

Los esfuerzos aplicados en los ensayos de fatiga vienen descritos en la mayoría de las

ocasiones por una expresión del tipo:

σ = σa.sen(ωt) + σm [5-1]

donde σm, que coincide con la media aritmética de las tensiones máxima y mínima, es el

esfuerzo promedio y σa es la amplitud de los esfuerzos. Otros parámetros que también se

utilizan para caracterizar estas cargas cíclicas son la relación entre las componentes cíclica y

fija de la tensión (A = σa/σm) y la razón de la tensión mínima a la máxima (R = (σm - σa)/ (σm +

σa)) que puede tomar valores entre –1 y +1. Para analizar los resultados de los experimentos

se suelen trazar curvas donde se representa la tensión máxima aplicada frente al número deciclos necesarios para producir la fractura. Estas curvas son conocidas como curvas S-N o

curvas de Wholer y resultan similares a las de la figura 5-1. Esta figura muestra que un material

sometido a cargas fluctuantes cuya magnitud es inferior a su resistencia a la tracción puede

llegar a la fractura siempre que los esfuerzos se apliquen durante un número de ciclos

suficientemente elevado.


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Figura 5-1. Tipos de curvas S-N que aparecen para distintos materiales metálicos

Antes de entrar a discutir estas curvas conviene señalar que las medidas que resultan de

los ensayos de fatiga son las que presentan mayor dispersión entre todas las resultantes de los

ensayos mecánicos descritos con anterioridad. Así, si se cuantifica la variación de una medida

por el cociente entre la desviación típica y el valor promedio obtenido, para el límite elástico se

obtiene valores del 3%, para la dureza y la resistencia a la tracción del 5% mientras que para la

fatiga raramente se baja del 10%. Por esta razón, las líneas que se han trazado en la figura 5-1

realmente corresponden a algún promedio de los resultados de varios experimentos. Una

consecuencia importante de lo anterior es que, en problemas cuyos datos proceden de

ensayos de fatiga, las decisiones deben tomarse atendiendo a criterios probabilísticos.

La figura 5-1(a) ilustra un hecho de carácter general: la resistencia a la fatiga de una

aleación depende de las condiciones de aplicación de la carga. Los resultados demuestran que

la capacidad de un metal para resistir esfuerzos oscilantes crece al aumentar el cociente R y,

por tanto, que las condiciones de trabajo más desfavorables se dan cuando el esfuerzo

promedio es nulo (R = -1).

La forma de las curvas S-N depende de la naturaleza del metal ensayado y así, en el caso

particular de los aceros no aleados y de los aceros de baja aleación, aparecen curvas como la

de la figura 5-1(b) con un tramo terminal que resulta ser horizontal. En este caso se define el

límite de fatiga, σe, como el valor máximo de la tensión aplicada para el cual no se produce la

fractura. Conforme a lo comentado en el párrafo anterior, el límite de fatiga a de determinarse

para el caso σm = 0. Para otros materiales metálicos con curvas S-N como las de la figura 5-

1(a) se pueden definir el límite de fatiga como el máximo esfuerzo de la tensión aplicada para

el cual no se produce la fractura al cabo de 107 ciclos. El valor del límite de fatiga de un metal


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está relacionado con su resistencia a la tracción según se puede ver en la figura 5-2. Los

resultados demuestran que la resistencia a la fatiga de los metales es, en primera

aproximación, una función creciente de su resistencia a la tracción y que, a falta de otros datos,

es posible obtener una estimación conservadora del límite de fatiga al dividir por cuatro la

resistencia a la tracción.

Figura 5-2. Relación entre el límite de fatiga, σe, y la resistencia a la tracción, Rm,

para diferentes aleaciones metálicas.

Para calcular el valor del máximo esfuerzo que puede soportar en servicio un componente

metálico sometido a la acción de cargas alternativas con promedio no nulo, hay que recurrir a

relaciones empíricas como la que aparece a continuación:

α

σ−=

σσ

Rm1 m

e

a [5-2]

donde el exponente α toma valores entre 1 y 2 según se muestra en la figura 5-3. Esta

expresión permite acotar la amplitud del esfuerzo oscilante conocido el esfuerzo promedio o

viceversa.


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Figura 5-3. Relación entre la amplitud del máximo esfuerzo alternativo admisible, σa, su valor promedio,

σm, la resistencia a la tracción del material que se ensaya, Rm, y su límite de fatiga, σe.

Como consecuencia de lo comentado en los párrafos anteriores se puede concluir que,

en primera aproximación, los factores microestructurales que controlan el límite a la fatiga de

un material metálico son los mismos que determinan la resistencia a la tracción. Así, los

resultados experimentales demuestran que el límite de fatiga crece con la adición de aleantes

que forman soluciones sólidas o al afinar la estructura.

La temperatura de ensayo es otra de las variables que influyen sobre la resistencia a la

fatiga de un material metálico. Se ha comprobado que, siempre que no se produzcan

transformaciones de fase de origen térmico o inducidas por la acción de los esfuerzos

aplicados en el intervalo de temperaturas a estudiar, el límite de fatiga crece al disminuir la

temperatura. Para la mayoría de los metales se cumple que el cociente entre el límite de fatiga

a la temperatura del nitrógeno líquido (-196°C) y la misma magnitud a temperatura ambiente

está entre 1,5 y 2,5. A temperaturas elevadas la situación es más compleja porque junto con

los mecanismos de fatiga pueden actuar los de fluencia que se discutirán en el próximo

apartado. Precisamente, por la acción de estos mecanismos, las aleaciones cuyo

comportamiento a temperatura ambiente viene descrito por curvas como la de la figura 5-1(b),

pasan a presentar un comportamiento como el mostrado en las curvas de figura 5-1(a) a

temperaturas elevadas.

En muchas ocasiones el fallo por fatiga de piezas que trabajan a temperaturas elevadas no

se debe a la aplicación de esfuerzos oscilantes sino a la acción de tensiones variables debidas

a los cambios de temperatura y se habla entonces de fatiga térmica. Estas tensiones de origen

térmico aparecen cuando existen diferencias de temperatura entre distintos puntos de piezasque no pueden dilatarse y contraerse libremente. La tendencia de un metal a fallar por fatiga


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térmica resulta tanto más elevada cuanto mayor es el coeficiente de dilatación lineal y cuanto

menor es la conductividad térmica. Esto es así porque cuanto menor sea la conductividad, más

lento es el proceso de paso al equilibrio térmico y cuanto mayor sea coeficiente de dilatación,

mayor es la amplitud de las tensiones térmicas. Precisamente por sus propiedades, los aceros

inoxidables austeníticos que se utilizan con frecuencia para aplicaciones a temperaturas

elevadas resultan especialmente sensibles a este fenómeno.

Para frecuencias entre 500 y 10.000 Hz, que es el rango de frecuencias de las cargas

oscilantes que actúan sobre los elementos de máquinas en la mayoría de las ocasiones, las

variaciones en el límite de fatiga de los metales son muy reducidas. En general, se observa que

el límite de fatiga crece entre un 5 y un 10% al aumentar la frecuencia desde el límite inferior al

superior del intervalo que se considera.

El último factor cuya influencia sobre la resistencia a la fatiga se va a considerar es la

geometría y el estado superficial. La influencia de este factor es fundamental ya que en la gran

mayoría de las ocasiones los fallos por fatiga se inician en la superficie de la pieza. Esto debe

a que en las condiciones reales de carga es inevitable la aparición de momentos flectores y,

bajo estas circunstancias, las tensiones que actúan en la superficie son mayores que las que lo

hacen en el interior de la pieza.

La discusión acerca de la influencia del estado superficial sobre el límite de fatiga se va a

comenzar considerando el efecto de los concentradores de tensiones. Las fracturas por fatiga

de las piezas de maquinaria suelen iniciarse generalmente en las proximidades de entallas,

filetes, chaveteros, roscas o taladros. Como los concentradores de tensión de este tipo pueden

llegar a hacer caer la resistencia a la fatiga de un componente mecánico hasta en un 50%, su

presencia se debe reducir al máximo por medio de un proyecto cuidadoso y su efecto se debe

minimizar empleando radios de acuerdo suficientemente elevados. Ahora bien, estos no son

los únicos concentradores de tensión que se pueden encontrar en las piezas metálicas ya que

tanto las irregularidades de la superficie debidas al mecanizado como las que aparecen como

consecuencia de los procesos de corrosión pueden reducir de modo importante el límite de

fatiga. El examen de los datos de la tabla 5-1 permite comprobar que la contribución de estos

factores dista mucho de ser inapreciable.


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Tabla 5-1. Factores a aplicar para corregir el límite de fatiga de piezas de acero tratadas con diferentes

valores de la resistencia a la tracción, Rm, y con distintos estados de rugosidad superficial.

500 1000 1500

Pulido especular 1,00 1,00 1,00

Pieza mecanizada 0,78 0,70 0,60

Pieza laminada en caliente 0,70 0,45 0,30

Pieza forjada 0,50 0,35 0,20

Pieza corroída en agua dulce 0,60 0,30 0,20

Pieza corroída en agua salada 0,45 0,20 0,12

Resistencia a la tracción (MPa)Estado superficial

La morfología de los microsconstituyentes y la concentración de tensiones a escala

microscópica también ejercen una influencia importante sobre el límite a la fatiga de un metal.Para ilustrar este extremo se va a considerar la resistencia a la fatiga de un acero de

composición eutectoide. El eutectoide presente en los aceros, que está formado por láminas

alternadas de ferrita y cementita, se puede modificar por tratamiento térmico obteniéndose una

estructura formada por glóbulos de cementita rodeados por una matriz de ferrita. Como los

extremos de las láminas que aparecen en la primera estructura actúan como concentradores

de tensiones, la resistencia a la fatiga del acero en este estado resulta sensiblemente menor a

la que presenta en estado globulizado.

Como el estado de la superficie de la pieza juega un papel fundamental en su resistencia ala acción de esfuerzos oscilantes, una posible estrategia para mejorar esta propiedad consiste

en actuar sobre la estructura de la periferia de piezas que han de trabajar a fatiga. Muchos

tratamientos superficiales buscan aumentar la resistencia a la fatiga tanto por cambio de la

composición química de la periferia como por modificación de la naturaleza de los

constituyentes presentes en esta zona. En ocasiones, la modificación química accidental de la

periferia de una pieza puede dar lugar a efectos contrarios a los que se acaban de describir.

Por ejemplo, si no se toman las precauciones adecuadas a la hora de tratar térmicamente los

aceros, la periferia puede quedar descarburada. Esto da lugar a la formación de

microconstituyentes con una resistencia a la tracción relativamente baja en la zona más

solicitada de la pieza y a la consecuente caída en la resistencia a la fatiga. La aparición de este

fenómeno resulta especialmente preocupante en la fabricación de piezas que deben trabajar

sometidas a esfuerzos alternativos como, por ejemplo, los muelles y resortes.

Otra alternativa para mejorar la resistencia a la fatiga es el granallado que busca crear un

estado tensional favorable en la periferia. Las tensiones de compresión que quedan retenidas

como consecuencia del bombardeo de la superficie de pieza con perdigones metálicos se

superponen a las tensiones aplicadas. Por este procedimiento se pueden conseguir mejorasnotables en el comportamiento de piezas sometidas a esfuerzos de tracción alternativos.


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Conviene señalar que este mecanismo también puede producir efectos indeseados ya que si

por la aplicación incorrecta de un tratamiento mecánico o térmico se provocara la aparición de

un estado tensional de tracción en la periferia de la pieza, las tensiones retenidas facilitarían el

fallo por fatiga de la pieza.

6. EL ENSAYO DE FLUENCIA

Cuando un metal que se encuentra a temperaturas homólogas superiores a 0,5 se somete

a la acción de tensiones menores que su límite elástico, fluye: la muestra se deforma

plásticamente y puede llegar a romper. Para que se produzca este fenómeno, que se conoce

con el nombre de fluencia, es necesaria la activación de mecanismos microscópicos dedeformación diferentes de los que actúan a temperaturas moderadas.

El comportamiento en fluencia es de importancia fundamental para proyectar componentes

metálicos que han de trabajar a temperaturas elevadas como, por ejemplo, ciertos elementos

de calderas o los álabes de turbinas de gas. Para estudiar este comportamiento, se dispone

una probeta de la aleación a ensayar en un horno y, en la mayoría de las ocasiones, se la

somete a la acción de una tensión constante, σ0, mientras se registra la deformación como

función del tiempo. El aspecto de las curvas de fluencia es similar al de la mostrada en la figura

6-1(a). Al aplicar la carga, se produce de forma instantánea una deformación elástica, ε0, cuya

magnitud es inversamente proporcional al módulo de Young a la temperatura de ensayo. Al

avanzar el tiempo se entra en la primera etapa de la fluencia que se caracteriza por una

velocidad de deformación, dε/dt, que cae hasta estabilizarse en su valor mínimo. Cuando

sucede esto, comienza la segunda etapa de la fluencia que se distingue de la anterior por una

velocidad de deformación constante, f ε& , que se conoce como velocidad de fluencia.

Finalmente, se pasa a la tercera etapa de la fluencia en la que la velocidad de deformación

crece, se produce la formación de cuello y termina con el fallo de la pieza al cabo de un tiempo

de rotura tR.

La velocidad de fluencia y el tiempo de rotura resultantes de estos ensayos dependen

tanto de la tensión aplicada como de la temperatura de ensayo. Un aumento de cualquiera de

estas variables provoca el crecimiento de la velocidad de deformación y una disminución del

tiempo de rotura según se ilustra en la figura 6-1(b).


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Figura 6-1. Curva de fluencia de un material metálico (a) y efecto de la variación de los parámetros del

ensayo sobre la curva de fluencia (b)

La influencia de las variables del ensayo sobre la velocidad de fluencia resulta ser en

muchas ocasiones tal como la que aparece en la figura 6-2(a). La dependencia del tipo

Arrhenius respecto a la temperatura demuestra que la fluencia se puede considerar como un

proceso térmicamente activado que viene descrito por la ecuación:

)kT

Hexp(..).estr (f f n0f

∆−σ=ε& [6.1]

donde f es una función que representa la influencia de la estructura, n se conoce como el

exponente de tensión, ∆Hf se puede interpretar como la energía de activación para la fluencia y

k es la constante de Boltzmann. La función f(s) que aparece en [6.1] viene determinada

fundamentalmente por la densidad de dislocaciones, el tamaño de grano y el tamaño de las

cristalitas mientras que los parámetros n y ∆Hf dependen del mecanismo microscópico de

deformación que predomine en las condiciones de ensayo.

En la figura 6-2(b) se han representado los valores de la energía de activación para lafluencia frente a los correspondientes a la autodifusión para diferentes metales puros. El

examen de la figura muestra que ambos valores son prácticamente coincidentes lo que apunta

a que la autodifusión juega un papel fundamental en la segunda etapa de la fluencia. En efecto,

se ha comprobado que el trepado de dislocaciones y el movimiento de vacantes tanto a través

de la red como a través del borde grano son los mecanismos microscópicos que, en la mayoría

de las ocasiones, controlan la fluencia estacionaria a temperaturas altas. En las condiciones del

ensayo, la población de vacantes es relativamente elevada y la agitación térmica es

suficientemente intensa para que se puedan producir saltos de átomos del metal hacia los

bordes de las dislocaciones o desde los bordes de las dislocaciones dando lugar a

σ = cte.


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movimientos no conservativos de las mismas y movimientos de vacantes desde las zonas

sometidas a esfuerzos de tracción hacia las que están sometidas a esfuerzos de compresión.

En este punto conviene precisar que los mecanismos descritos no son los únicos que pueden

actuar en la fluencia, así cuando el tamaño de grano es muy pequeño se puede producir la

fluencia por deslizamiento de bordes de grano: la deformación se produce por el deslizamiento

y giro relativos de cada grano respecto a sus vecinos. Cuando las condiciones son favorables,

los granos se mantienen equiaxiales y el material admite deformaciones muy elevadas,

fenómeno que se conoce con el nombre de superplasticidad.

Figura 6-2. La fluencia como un proceso térmicamente activado: dependencia de la velocidad de fluencia

con la temperatura de ensayo (a) y energía de activación para la fluencia (b).

La fluencia estacionaria finaliza cuando la velocidad de fluencia aumenta. Este crecimiento

está relacionado con la formación de huecos y microgrietas en las fronteras de grano. Los

huecos aparecen por coalescencia de vacancias o a causa del deslizamiento relativo de los

granos y tienden a crecer en dirección perpendicular al esfuerzo aplicado. Este proceso

continua hasta que se produce la rotura del material que, en estas condiciones, resulta ser

intercristalina. El alargamiento a la rotura que se alcanza cuando la deformación vienecontrolada por estos mecanismos es muy reducido ya que, en la mayoría de las ocasiones, no

es superior a unos pocos tantos por ciento, mucho menor que el medido en los ensayos de

tracción

La discusión de los párrafos anteriores muestra que un tamaño de grano reducido favorece

la fluencia estacionaria para dos de los tres mecanismos considerados y que las fronteras de

grano juegan un papel fundamental el desarrollo de la tercera etapa de la fluencia. De acuerdo

con esto, la resistencia a la fluencia crecerá, en principio, al aumentar el tamaño de grano y al

disponer los bordes de grano en la dirección paralela al esfuerzo a aplicar. Por medio de


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técnicas de enfriamiento unidireccional se puede conseguir fabricar ciertas piezas metálicas

con estructura columnar para trabajar en condiciones especialmente exigentes como, por

ejemplo, álabes para turbinas de aviación. El comportamiento de estos componentes se puede

mejorar más aún si se utilizan monocristales en lugar de materiales policristalinos.

Las representaciones de las figuras 6-1 y 6-2 no resultan las más adecuadas para realizar

cálculos relativos al comportamiento en servicio de componentes metálicos que han de trabajar

a temperaturas elevadas. Cuando se pretenden emplear los datos con estos fines, se

acostumbra a reorganizarlos de diferentes modos para facilitar su interpretación. Una de las

posibilidades es la construcción de curvas como la que aparece en la figura 6-3(b) que

muestra cual es el valor de la tensión que hay que aplicar para que se produzca la rotura de la

probeta a una temperatura de ensayo determinada. Un detalle llamativo de estas curvas es queel eje de abscisas se extiende hasta más allá de 100.000 horas o, lo que es lo mismo, más allá

de 10 años. Como es evidente que estos resultados no pueden proceder de un experimento

de tal duración, cabe plantearse cuál ha sido el procedimiento seguido para construir la figura

en cuestión. Los diagramas como el que se considera se construyen a partir de los resultados

de experimentos de duración reducida aplicando la equivalencia entre tiempo y temperatura.

Estos métodos consisten en asumir que la tensión de rotura es función de un único parámetro

que depende de la temperatura de ensayo y del tiempo de rotura:

σ = σ(P) con P = P(T, tR) [6.2].

El parámetro más utilizado para estos fines es el de Larson-Miller que se define por la

expresión:

P = T.(C + log tR)/1000 [6.3]

donde T es la temperatura de ensayo medida en Kelvin, tR, el tiempo de rotura en horas y C es

una constante característica de cada material que, en general, toma valores próximos a 20.

Precisamente, este ha sido el método que se ha empleado para construir la figura 6-3(b) a

partir de los resultados de los ensayos que se recogen en la figura 6-3(a). Es importante

señalar que los cálculos de este tipo deben ser manejados con la precaución recomendable

para cualquier extrapolación.


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(a) (b)

Figura 6-3. (a) Relación entre la carga de rotura y el tiempo de rotura a distintas temperaturas para un

acero con 0,20% de C, 1% de Cr, 1% de Mo y 0,25% de V. (b) Curva que describe el comportamiento en

fluencia del acero considerado anteriormente construida por superposición de los resultados de la figura

de la izquierda utilizando el parámetro de Larson-Miller

Cuando se va a seleccionar un material estructural que tiene que trabajar a temperatura

elevada no sólo hay que tener presentes las precauciones que se han mencionado en el

párrafo anterior. Además, hay que valorar la influencia de otros factores entre los que conviene

destacar los siguientes:

• Los ensayos de fluencia se suelen realizar bajo la acción de tensiones uniaxiales, mientras

que en las condiciones habituales de trabajo aparecen distribuciones de tensiones más

complejas con esfuerzos de flexión o torsión superpuestos a los de tracción.

• La resistencia a la corrosión seca de las aleaciones que trabajan a alta temperatura es

fundamental ya que este proceso puede dar lugar a la pérdida de sección resistiva y al fallo

prematuro del componente en cuestión.

• Los materiales que se utilizan a temperaturas elevadas no pueden sufrir transformaciones

de fase en servicio ya sean inducidas por los cambios térmicos o por los esfuerzos

mecánicos aplicados.

Los dos últimos puntos indican claramente que junto con las consideraciones de tipo

mecánico, la estabilidad es una condición indispensable de los materiales que han de trabajar a

temperaturas elevadas.


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EJERCICIOS

1. En cierta aplicación se desea estudiar la posibilidad de sustituir una barra de acero

laminado en caliente del tipo S 275 por otra fabricada con la aleación de aluminio 6060

en estado T6. Si la deformación elástica de la barra de aluminio no puede superar la

que experimenta la de acero, ¿estaría justificado el cambio de material?. Discuta la

viabilidad de la sustitución si no es admisible que la barra se deforme plásticamente en

servicio.

Material Módulo elástico

(GPa)Límite elástico

(MPa)Densidad(g/cm3)

Precio (€/kg)

S 275 210 275 7,8 0,8

6060-T6 70 210 2,7 1,8

2. Un componente de un motor debe trabajar sometido a esfuerzos alternativos con una

amplitud de 400 MPa y un valor promedio de 450 MPa con una frecuencia de 6.000

r.p.m. Discuta si es seguro fabricar este componente con un acero templado y revenido

con una resistencia a la tracción de 1.600 MPa y un límite de fatiga de 700 MPa.

3. El comportamiento en fluencia de una aleación metálica se ha ensayado en el

laboratorio y se ha comprobado que la velocidad de fluencia bajo la acción de un

esfuerzo de 200 MPa es del 1% por hora a 800°C y del 0,055% por hora a 700°C. ¿Es

posible emplear esta aleación para fabricar un componente que ha de trabajar a 600°C

con una deformación máxima admisible del 1% formando parte de una instalación que

se somete a paradas programadas con frecuencia anual?. Analice las hipótesis que

utilizó para responder a la pregunta anterior.

metalotecnia - caracterización mecánica de los metales

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