UNIVERSIDAD POLITÉCNICA DE CARTAGENA
2009/10
Tecnología de Materiales Moldeo – Pulvimetalurgia – Fatiga – Creep – Superaleaciones – Desgaste – Corrosión
Tecnología de Materiales
2
Tecnología de Materiales Moldeo .................................................................................................................................................... 4
Etapas de la fundición de materiales .................................................................................................. 4
Materiales para moldes ....................................................................................................................... 5
Solidificación en molde ....................................................................................................................... 5
Solidificación bajo condiciones de no equilibrio ................................................................................. 7
Tipos de solidificación ......................................................................................................................... 8
Refinadores de grano .......................................................................................................................... 9
Porosidad ........................................................................................................................................... 10
Fundiciones de hierro ........................................................................................................................ 15
Pulvimetalúrgia ...................................................................................................................................... 17
Métodos de producción de polvos metálicos ................................................................................... 17
Aceros Maraging ................................................................................................................................ 18
Partícula de polvo metálico ............................................................................................................... 18
Fabricación por aleación metálica ..................................................................................................... 20
Consolidación de materiales pulvimetalúrgicos (polvos) .................................................................. 21
Sinterización en estado sólido ........................................................................................................... 24
Relación densidad – propiedades mecánicas en materiales pulvimetalúrgicos ............................... 28
Influencia de la densidad en la dureza .............................................................................................. 28
Fatiga ..................................................................................................................................................... 29
Introducción ...................................................................................................................................... 29
Micromecanismos de fatiga en los metales ...................................................................................... 30
Crecimiento de grietas en materiales dúctiles .................................................................................. 30
Crecimiento de grietas en materiales duros (sin entalla) ................................................................. 31
Crecimiento de grietas en materiales con entallas ........................................................................... 31
Determinación de la resistencia a la fatiga ....................................................................................... 32
Mecánica de la fractura y fatiga ........................................................................................................ 34
Control de calidad y ensayos no destructivos ................................................................................... 38
Creep ..................................................................................................................................................... 39
Fluencia térmica o Creep ................................................................................................................... 39
Generalidades ................................................................................................................................... 39
Naturaleza del Creep ......................................................................................................................... 43
Aleaciones resistentes al creep ......................................................................................................... 46
Tecnología de Materiales
3
Superaleaciones .................................................................................................................................... 47
Introducción ...................................................................................................................................... 47
Condiciones de operación ................................................................................................................. 48
Definición .......................................................................................................................................... 49
Superaleaciones base níquel ............................................................................................................. 49
Fases y microestructuras ................................................................................................................... 50
Tipos de superaleaciones base níquel ............................................................................................... 53
Resistencia a la deformación de las superaleaciones base níquel .................................................... 54
Tratamientos térmicos y procesos de fabricación ............................................................................ 55
Estabilidad superficial de las superaleaciones .................................................................................. 57
Barreras térmicas .............................................................................................................................. 58
Tipos de corrosión ............................................................................................................................. 59
Desgaste ................................................................................................................................................ 60
Definiciones ....................................................................................................................................... 60
Ecuación de Archard .......................................................................................................................... 60
Mapas de mecanismos de desgaste .................................................................................................. 62
Regímenes y mecanismos de desgaste de aceros en seco ............................................................... 62
Método de prevención del desgaste de metales .............................................................................. 65
Desgaste de metales por erosión ...................................................................................................... 66
Desgaste de materiales cerámicos .................................................................................................... 66
Corrosión ............................................................................................................................................... 68
Clasificación de los tipos de corrosión .............................................................................................. 68
Oxidación seca de metales ................................................................................................................ 68
Relación de Pilling‐Bedworth ............................................................................................................ 69
Mecanismos de crecimiento de óxidos ............................................................................................. 69
Tipos de corrosión ............................................................................................................................. 70
Corrosión bajo esfuerzos mecánicos ................................................................................................. 74
Tecnología de Materiales
4
MOLDEO
¿Cuándo utilizamos el moldeo?
1‐ Adecuada resistencia mecánica 2‐ El diseño se basa en factores diferentes de la resistencia mecánica 3‐ Formas geométricas muy complejas o piezas de gran volumen 4‐ Ahorro de tiempo en el desarrollo del producto 5‐ Ahorro de dinero, respecto de la pulvimetalúrgia y otros procesos
Ventajas
• Fabricación de formas muy complejas
• Gran variedad de procesos (alta y baja capitalización)
Inconvenientes
• Baja compacidad (menor densidad de la esperada)
• Alto nivel de impurezas
• Microestructura gruesa, segregaciones
Pueden aparecer problemas de control microestructural, cuando más rápido solidifica, más fina será la microestructura.
Distintos tamaños de grano dentro de la misma microestructura pueden favorecer a la aparición de corrosión. Hay que controlar el tamaño de grano.
Los defectos más importantes son los que hacen que la densidad sea menor que la debida (poros).
Interesa tener un tamaño de grano lo más fino posible de manera que mejor será la resistencia y se evita el desplazamiento de las dislocaciones.
ETAPAS DE LA FUNDICIÓN DE MATERIALES
Para controlar la microestructura, el tiempo de solidificación tiene que ser lo más pequeño posible, viene en función del punto de fusión y del diseño del proceso (según el molde sea de un material u otro, el tiempo será mayor o menor).
Producción del molde: metálico, cerámico, de arena… (éstos últimos son los antiguos y desechables)
Fusión del metal Vaciado del líquido en la cavidad: colada al aire, en vacío… Solidificación: estabilización de la forma, endurecimiento, evaporación, etc. Extracción y limpieza
Tecnología de Materiales
5
MATERIALES PARA MOLDES
Tres son los factores que influyen en la construcción del material: coste, fidelidad de reproducción y propiedades térmicas.
Coste: cuando se fabrican muchas piezas de fundición idénticas, es preciso abaratar el coste de la unidad empleando un molde que pueda reutilizarse muchas veces. Aunque la inversión inicial sea mayor, el coste final se reducirá. Los moldes de arena y de escayola pueden utilizarse una vez, los moldes cerámicos tienen una duración algo mayor, pero los que pueden utilizarse un nº mayor de veces son los de acero o aleaciones de níquel resistentes al calor. Los moldes metálicos son también los más caros, sobre todo los que se utilizan para procesos a presión.
Fidelidad de reproducción: los diferentes procesos de fundición varían ampliamente en cuanto a su capacidad de reproducir las tolerancias dimensionales, aunque se consideraba que la fundición a presión daba mejores resultados se están mejorando los procesos de arena (proceso Cosworth, con arena de circonio se obtienen paredes de 4 mm.).
Propiedades térmicas: las propiedades mecánicas de una fundición dependen de su velocidad de enfriamiento y ésta a su vez depende de las propiedades térmicas del molde. Los moldes metálicos tienen mayor capacidad de enfriamiento que además puede modificarse y controlarse mediante la aplicación de recubrimientos superficiales refractarios. Los moldes no metálicos son mucho peores como sumideros de calor y para acelerar la solidificación deben incorporar piezas metálicas en la pared del molde.
SOLIDIFICACIÓN EN MOLDE
Al enfriarse el metal en el molde, no todo solidifica al mismo tiempo. Se forman pequeños cristales o núcleos de cristalización a partir del líquido. Según se va extrayendo calor del metal fundido, los átomos pierden la energía que les permite su libertad de movimiento y se van uniendo a los núcleos de cristalización hasta que el metal solidifica por completo. Una vez solidificado y convenientemente atacado, puede observarse a simple vista una estructura como la de la figura de la derecha. En esta estructura, largos cristales columnares se extienden desde el exterior hasta el centro de la fundición.
El metal en contacto directo con las paredes del molde se enfría rápidamente mientras que en el centro del molde el enfriamiento tiene lugar a una velocidad más lenta, debido a que la formación de los núcleos de cristalización tiene lugar más rápidamente en los puntos más fríos.
Con el tiempo, al enfriarse el metal, los cristales que han ido creciendo están en contacto unos con otros. La única dirección en la que pueden seguir creciendo es hacia el centro.
Tecnología de Materiales
6
Si se extrajera el líquido del molde algún tiempo antes de que concluya la solidificación, un examen de la capa de metal sólido adherida al molde revelaría pequeñas agujas cristalinas que sobresalen de la superficie del sólido. Estas agujas tienen forma arborescente y se denominan dendritas.
La solidificación en molde tiene lugar desde las paredes y el fondo hacia el centro y, por tanto, la dirección de solidificación es perpendicular a las paredes del molde.
La solidificación tiene lugar selectivamente, solidificando primero los constituyentes de más alto punto de fusión. Al crecer los cristales, los troncos y ramas de las dendritas atrapan pequeñas zonas de líquido de menor punto de fusión, que al solidificar darán lugar a un gradiente en la concentración de cualquier elemento, incluso entre diferentes zonas de un grano determinado. Si se seccionara un lingote longitudinalmente, sería posible observar tres tipos de cristales distintos, desde la superficie hacia el centro:
1) Una delgada zona en la superficie podría contener pequeños cristales equiaxiales (esta zona no puede estar presente en todos los lingotes y su presencia depende de la temperatura del metal fundido). -> Son los primeros núcleos de cristalización.
2) Una zona de cristales columnares perpendiculares a la superficie del lingote, que se forman cuando el enfriamiento es rápido debido al gran gradiente de temperatura inicial entre el metal líquido y las paredes del molde.
3) Una zona central de cristales equiaxiales debido a que no hay flujo térmico.
Dendritas
Tecnología de Materiales
7
SOLIDIFICACIÓN BAJO CONDICIONES DE NO EQUILIBRIO
La solidificación de metales puros y aleaciones bajo condiciones de no equilibrio es habitual en fundiciones comerciales.
Cuando un metal se enfría bajo condiciones de equilibrio ideales, los granos formados en la solidificación son generalmente equiaxiales (iguales en tamaño en todas las direcciones) uniformes en su composición.
Sin embargo cuando se producen gradientes de temperatura dentro del metal al solidificar se forman granos columnares, largos y estrechos, como resultado de diferente flujo de calor en diferentes direcciones. Los granos son alargados en la dirección de mayor gradiente (rápido flujo de calor). Este tipo de granos se forman cuando se realiza la colada de un metal pero cuyo molde tiene una temperatura más baja que la del metal.
El frente de solidificación de un metal puro o de una aleación eutéctica es relativamente recto, mientras que cuando solidifica una disolución sólida, el frente es muy irregular. La razón se encuentra en las diferencias de temperatura y composición que tienen lugar durante la solidificación. En general, cuanto más rápida es la solidificación más regular es el frente de solidificación.
Buscamos por tanto una solidificación que sea lo más rápida posible. Tenemos que garantizar que la pared está lo suficientemente fría para que la solidificación sea rápida y empiece directamente.
Con aleaciones el comportamiento no es tan bueno, ya que suele tener varias fases, y deja huecos que no terminan de llenarse y queda parte líquida, son micromoldes que al solidificar se contraen y dan lugar a microrechupes. Además, también puede que los elementos de menor punto de fusión solidifican los últimos y tienden a quedar en el centro del grano.
Tecnología de Materiales
8
TIPOS DE SOLIDIFICACIÓN
• Equiaxial dendrítica o Gradiente térmico bajo, sin refinado de grano. o ∆T (entre el molde y metal fundido) bajo. Se obtiene al dejar enfriar sólo el metal. o Peor caso: cuando el tamaño de grano es grande y orientación al azar.
• Equiaxial no dendrítica o Agitación alta. o Refinadores de grano. o Si introducimos agitación, vamos rompiendo las ramas de las dendritas que se iban formando y
constituyendo un frente casi plano y formas redondeadas. Los refinadores de grano también colaboran en la ruptura de las dendritas.
• Columnar dendrítica o Orientación de los cristales provocados por el gradiente térmico ∆T alto. o Forzamos el proceso con paredes de alta conductividad térmica.
• Celular o ∆T alto. o Velocidad (agitación) baja. o Debido a la agitación conseguimos columnas redondeadas. o El espacio interdendrítico es menor, y el secundario casi nulo. o Elimina micro‐rechupes y segregaciones.
• Frente plano (monofásico) o Este caso se da en metales puros. o Es el único donde la interfase líquido‐sólido es plana. o Es de los tipos más comunes.
• Frente plano (bifásico) o ∆T muy alto. o Velocidad muy baja.
Equiaxial Dendrítica
Equiaxial No Dendrítica
Columnar dendrítica
Tecnología de Materiales
9
Celular
Frente plano (monofásico)
Frente plano (bifásico)
REFINADORES DE GRANO
Aditivos para refinar el tamaño de grano. El crecimiento de las dendritas da lugar a los granos, de hecho el patrón dendrítico se pierde después de la solidificación. La presencia de impurezas en el metal líquido supone excelentes núcleos de cristalización. Cuando más número de nucleos, mayor número de granos, por tanto, menor es el tamaño de grano (deseable en la mayoría de materiales).
El exceso de impurezas provoca segregación en los bordes de grano.
Microestructura fina: Tener una estructura cristalina favorable (actuar como núcleo de cristalización) Metal deberá depositarse en los cristales de aditivo (refinador de grano) antes que en sus propios núcleos de cristalización.
Aditivo ha de permanecer uniformemente disperso en el metal líquido hasta que se complete la solidificación.
Reducción en la segregación en bordes de grano. Bajo nivel de impurezas sólidas. Así el metal no sólo empezará a solidificar por las paredes, sino que lo hará por todo el material, además como tienen geometría plana, los metales que solidifican, seguirán esta estructura y no la dendrítica.
Menor segregación. La velocidad de solidificación es mayor, lo que hace que la microestructura más fina y los elementos minoritarios como las impurezas no tienen tiempo suficiente de contraerse el borde de grano.
Tecnología de Materiales
10
POROSIDAD
Causa de la porosidad
− Entrada de aire
− Impurezas
− Gases disueltos (H2)
− Contracción por rechupe
Métodos para evitarla
Adición de metal fundido suplementario Solidificación direccional Solidificación a presión
1. Porosidad debida a gases
1.1. Precipitación de gases disueltos en el metal fundido (caso de fundiciones de Al) Origen de gases disueltos:
• Fusión: o H2 procedente de refractarios húmedos de los hornos y cuchara de colada o H2 procedente de la combustión de hidrocarburos, gas natural o petróleo o Solución: desgasificar
• Reacción con el molde
Estos gases disueltos están en forma atómica, pueden difundirse hasta la superficie y combinarse para formar moléculas gaseosas y evaporarse a la atmósfera.
El grado de transferencia del gas depende de la relación entre el área de la superficie en contacto con la atmósfera y el volumen; a veces dicha transferencia es impedida por:
Capa de óxido superficial Capa de escoria superficial Condiciones de la atmósfera de manera que a veces en lugar de emitir gases los
extrae de ella
Si el molde es metálico estará relativamente libre de vapor de agua y de su producto de descomposición, el hidrógeno. Además, el hidrógeno podrá difundirse hacia la atmósfera dado que la presión de equilibrio de hidrógeno en el metal fundido es menor que su presión parcial en la atmósfera.
Si el molde es de arena, con ligantes químicos o no, el metal estará rodeado prácticamente por vapor de agua a una presión próxima a la atmosférica. El agua se descompondrá en contacto con el aluminio de la forma:
3 2 3
El H2 precipita dando lugar a burbujas (0,05 ÷ 0,5 mm.) debido a la presión interna del gas. Las burbujas se distribuyen uniformemente en la fundición excepto una capa de 1 ÷ 2 mm de profundidad, porque el frente de solidificación tiene que avanzar, precisamente, 1 ó 2 mm para alcanzar el estado estacionario.(Solidifica rápido y expulsa el hidrógeno).
Tecnología de Materiales
11
Ley de Sievert
CO ≡ Concentración inicial de hidrógeno en el líquido
k ≡ Coeficiente de distribución o reparto
k.CO ≡ Concentración de hidrógeno en el primer sólido
CO / k ≡ Concentración en el equilibrio
Para hidrógeno disuelto en Al: k=0,05 → CO/k=20 (La concentración inicial de H aumenta 20 veces en la solidificación)
Si CO = 0,1 ml/100 g → CO/k=2 ml/100 g
Los gases diatómicos se disocian cuando se disuelven en metales dando lugar a disoluciones monoatómicas. Tiene lugar el equilibrio reversible:
H2 (gas) ↔ 2H (disuelto en el metal)
“La Ley de Sievert establece que el gas se disolverá en el metal proporcionalmente a la raíz cuadrada de la presión parcial de la fase gaseosa”
.
CH ≡ Concentración de H [H] k ≡ Constante de equilibrio PH2 ≡ Presión parcial de la fase gaseosa
Si 20 20 400 *
Equilibrio mecánico de una burbuja
2.
r ≡ radio de la burbuja (m)
T ≡ tensión superficial (N/m)
Pint ≡ presión interna (Pa) Pext ≡ presión exterior (Pa)
Si 0 .
Si 1 y 0,1 0,1. 10
2.1400 . 0,1.10
0,5
Tamaños menores se disuelven por compresión causada por la tensión superficial (T). Tamaños corrientes: 25 100
Tecnología de Materiales
12
1.2. Entrada de aire durante la colada El aire queda atrapado si el sistema genera turbulencia superficial en la corriente metálica durante el llenado del molde, dando lugar a una mezcla aire‐metal:
− El aire no puede salir porque se lo impide la capa de óxido
− Las burbujas al moverse en el metal fundido dejan un rastro de burbujas (1 ÷ 5 mm) y óxido que supone un nuevo defecto, que queda concentrado en capas horizontales muy próximas a la superficie.
El diagnóstico de este defecto es importante pero no se remedia con desgasificar, sino con un diseño correcto.
1.3. Descomposición de los ligantes de los moldes de arena Un último tipo de defecto se produce en la colada del metal en un molde de núcleo central. El gas presente se expande y tiende a escapar. Además, los ligantes de la resina utilizados para fabricar los núcleos se pueden descomponer y generar gas adicional. El gas puede escapar por los salientes pero si son demasiado pequeños, o si el molde tiene baja permeabilidad, la presión del interior puede avanzar. Si Pgas > Pmetal Formación de burbujas (10 ÷ 100 mm) Sopladuras, que tienden a ascender hacia la superficie pero que quedan atrapadas bajo una capa de sólido (menor resistencia mecánica, favorecen grietas y fugas).
Solución a los defectos de la porosidad debida a gases
1) Facilitar caminos abiertos para que los gases se escapen a la atmósfera. 2) Usar ligantes con bajo contenido volátil. 3) Realizar la colada rápidamente, a una presión, en el metal líquido, superior a la presión del
gas, suprimiendo la expansión del gas hacia el líquido.
2. Porosidad por rechupe 2.1. Macroporosidad
Aparece en cortos períodos de solidificación de un metal en un molde cuando la contracción volumétrica es compensada con la disminución del nivel de la superficie líquida (la solidificación comienza en las paredes del molde y a más baja velocidad en la superficie superior), lo que da lugar a la formación de un embudo cónico dentro del molde. Características:
− Se localizan en el centro de la fundición a lo largo del eje de simetría, por encima del centro térmico.
− Depende de la geometría del molde.
Primaria
Secundaria
Tecnología de Materiales
13
2.2. Microporosidad Aparece en largos períodos de solidificación de aleaciones cuando el gradiente de temperatura es bajo, pues en estas condiciones se da lugar a una extensa y uniforme zona semisólida favorecida por:
− Conductividad térmica del metal (aleaciones Al ↑ conductividad térmica)
− Conductividad térmica del molde
− Temperatura elevada del molde En tales casos hacia el final de la solidificación habrá una zona semisólida formada por un bosque de dendritas rodeada de líquido que aún no ha solidificado, comienza en la zona más alejada desplazándose hacia el bebedero. En una etapa avanzada de la solidificación, el metal líquido del bebedero necesita fluir a través de la zona semisólida para compensar la contracción al solidificar el metal. Podríamos decir que el proceso: 1. Disminución del radio capilar 2. Disminución de presión de flujo viscoso a través de la zona semisólida 3. Cuando llega a presión de fractura se nucleará el poro
Ecuación de Poisseuille:
∞ . .
η ≡ viscosidad del metal
L ≡ longitud capilar v ≡ flujo volumétrico por segundo 2r=distancia interdendrítica
Zona semisólida ↔ flujo capilar
Δ ∞.
L ≡ longitud de la zona semisólida
Tecnología de Materiales
14
El proceso completo que explica la ecuación de Poisseuille:
1) La zona semisólida es uniforme 2) El metal líquido fluye a través del capilar, al mismo tiempo solidifica 3) Cuando solidifica cierra lentamente el capilar 4) En estado líquido el gradiente de presión es nulo 5) Al solidificar el gradiente de presión aumenta 6) El gradiente de presión aumenta hasta alcanzar la Pf (presión crítica de fractura), se
nucleará el poro volviendo a ser el gradiente de presión nulo 7) Según prosigue la solidificación, la concentración en la región líquida se alimenta
desde el bebedero y desde el poro recién creado, apareciendo un nuevo gradiente de presión hasta la creación de un nuevo poro
8) Este proceso se repetirá hasta que toda la aleación haya solificado
3. Agrietamiento en caliente Se produce debido a esfuerzos de tracción durante la solidificación:
Esfuerzos de contracción por enfriamiento Vibraciones Golpes Ruidos Debidos al molde
Llegan al líquido produciéndose tensiones internas. La tensión que tenemos en el interior será la resultante de todas las tensiones (internas y externas) presentes a lo largo del proceso de fundición.
Da lugar a desgarramientos ramificados de trayectoria irregular: Defectos de la microestructura de origen Si se encuentran en la superficie se pueden eliminar En el interior son origen de fracturas
Se localizan en puntos calientes, se distribuyen al azar y su extensión es variable.
El agrietamiento en caliente producirá:
Alargamiento de los granos en direcciones paralelas a la de aplicación de la tensión Acercamiento en la dirección perpendicular a la fuerza aplicada
Se produce la segregación de los elementos de menor punto de fusión en los canales abiertos por lo que no tiene resistencia mecánica ni a la corrosión. La zona solidificada en el canal es rugosa y en donde los granos solidifican regularmente es lisa.
Tecnología de Materiales
Mariano Errazu
15
FUNDICIONES DE HIERRO
Son fundiciones de calidad muy grande (excelente colabilidad). Es lo más usado después del acero.
Ensayo de colabilidad: prueba de laboratorio, normalizada donde se rellena un molde en espiral, midiéndose la longitud a la que ha llegado a solidificar. Si el metal fundido ha llegado muy lejos, indicará que tiene una buena colabilidad.
Aleaciones:
Contenido en carbono alto:
2% 4,1%
Características:
• Bajo coste y facilidad de fabricación
• Contracción durante el moldeo (menor que los aceros): o Fundición blanca: 4,4% o Fundición gris: 2,1%
o Acero ≈ 5% • Puntos de fusión inferiores a los aceros y bajo intervalo de solidificación
• Fácil mecanizado
• Buena resistencia mecánica y elevada resistencia a la corrosión
a
b
2b
a
Caso de no existir tensión
Dirección de la tensión aplicada
Tecnología de Materiales
16
Clasificación:
En función del aspecto de la superficie de fractura: blanca, gris, nodular, atruchada, acircular…
3 6 12 24
Espesor (mm)
Fundición blanca
Fundición atruchada
Fundición gris
Fundición blanca Fundición
atruchada
Fundición gris
400
350
300
250
200
Dureza Brinell
Espesor (mm) 3 6 12 24
MONOCRISTALES
En el caso de no poder permitir fallos en el material se recurre al uso de mono cristales (se usan sobre todo en las superaleaciones).
El mono cristal se utiliza cuando no puedes permitir la segregación química, porosidad ni micro estructura gruesa. Sólo puedes tener un grano en el material por lo que no hay bordes de grano ni segregación de borde de grano. Tiene una composición uniforme en todo el material.
El procedimiento de obtención no se parece al de las funciones ya que ésta se debe realizar en hornos de inducción al vacío y con colada en vacío.
Se pone una semilla en el lecho líquido en contacto y vas separando y enfriando muy lentamente, se incorporan así capas sucesivas de átomos desde el líquido al sólido. Luego hay que hacer etapas de fusión parcial y extracción para refinarlo por zonas y limpiarlo de impurezas (esto es para la obtención de mono cristales de silicio para el mundo de la electrónica).
Las superaleaciones son resistentes a todo, mecánica, física, corrosión, fatiga… Se usan en los álabes de las turbinas, piezas de la industria aeroespacial con temperaturas superiores a los 1000ºC, para alta frecuencia de cargas aplicadas, ciclos de arranque y parada a alta temperatura, fluencia térmica, contacto con medio corrosivo y gases de combustión a alta temperatura.
La diferencia de los mono cristales de electrónica (1 o 2 elementos) con las superaleaciones es que las últimas son muy complejas pudiendo contener más de 20 elementos. Su composición es de base níquel o cobalto mayoritariamente y fases dispersas añadidas. En las superaleaciones es difícil controlar la temperatura de fusión y vigilar la fundición ya que cada elemento varía el proceso. No puedes tener impurezas de ningún tipo (vapor de agua, gases disueltos…) ya que produciría deformaciones y la fractura del material en servicio. Por todo esto la única tecnología posible es la fusión en vacío por inducción y colada en vacío.
Si se realiza la fusión en vacío y se deja enfriar al aire libre tendrás una estructura equiaxial y con muchos granos, resiste mucho a temperatura ambiente pero los bordes de grano no van bien a alta temperatura. Para eliminar el borde de grano se usa el alabe direccional donde a través de forzar un flujo térmico se obtiene un álabe con granos columnares (vas desplazando el molde hacia el exterior e induces el flujo térmico). Lo alabes direccionales (granos columnares) tampoco dejan alcanzar alta temperatura por los bordes de grano y las segregaciones químicas. El más resistente es el mono cristalino donde fuerzas que sólo un grano sea el que crezca hacia el molde y además le induces el flujo térmico para que crezca. Debido a la complejidad del proceso no todos salen bien a la primera ya que es difícil eliminar el borde de grano y por la complejidad de las superaleaciones (más de 20 elementos) no se puede refundir a la ligera ya que se forman compuestos intermetálicos que perjudican la red de refuerzo.
Tecnología de Materiales
17
PULVIMETALÚRGIA
La pulvimetalúrgia o metalurgia de polvos es un proceso de fabricación que partiendo de polvos finos y tras su compactación previa para darles una forma determinada (compactado), se calientan en atmósfera controlada (sinterizado) para la obtención de la pieza.
Este proceso es adecuado para la fabricación de grandes series de piezas pequeñas de gran precisión, para materiales o mezclas poco comunes y para controlar el grado de porosidad o permeabilidad.
¿Cuándo utilizamos la pulvimetalúrgia?
1‐ Cuando no es aplicable el moldeo: metales refractarios (W, Mo, Ta), elementos de alto punto de fusión, materiales cerámicos (carburos, boruros, nitruros), materiales compuestos (M/Mo)
2‐ Aleaciones de composición no alcanzable mediante moldeo: W‐Cu, W‐Ag, Cu‐C, Cu‐Pb… 3‐ Para la obtención de rodamientos porosos rellenos de lubricante 4‐ En aleaciones de composición controlada: Imanes, Termopares, Patrones de calibración 5‐ Para la obtención directa de formas finales, sin mecanizado
Ventajas
• Se obtienen aleaciones de composiciones únicas
• Materiales de baja densidad, alta resistencia mecánica y a la temperatura
• No hay necesidad de mecanizado. Se conserva aproximadamente el 97% del material
Inconvenientes
• Coste (mayor que el del mismo material obtenido por moldeo)
• Tamaño de las piezas (aproximadamente 15 kg)
MÉTODOS DE PRODUCCIÓN DE POLVOS METÁLICOS
1. Atomización del metal líquido
Atomización: dispersión del metal fundido en pequeñas partículas por una corriente de gas o líquido a alta velocidad
a) Atomizador de gas (102 – 104 K/s)
b) Atomizador de agua (104 – 106 K/s)
2. Reacción química
a) Reducción de óxidos (metálicos): mediante un medio reductor que puede ser sólido o gaseoso
3 2 3
2 3 4 3
Podemos decir que los elementos reductores son {H2, C}
Tecnología de Materiales
18
b) Descomposición térmica - Si deseas metales muy puros (encapsulas y a superaleaciones)4 (Niquel tetracarbonilo)
3. Descomposición electrolítica
En muchos procesos de refino de metales, el metal se deposita sobre el cátodo de una celda electrolítica. Controlando adecuadamente las condiciones de precipitación, el metal puede depositarse en forma de polvo o como una masa frágil que puede molerse frágilmente.
Muchos metales se pueden extraer a partir de disoluciones, donde van a ir precipitando distintas partículas metálicas (controla la dureza) (Cu, Al, Zn).
4. Aleación mecánica
ACEROS MARAGING
Son aceros de mayor resistencia, ya que se han sometido a endurecimiento por precipitación de fases dispersas. Si eliminas el carbono por completo obtienes l amáxima dureza.
Características:
Maraging ≡ Martensite Age Hardening Aleaciones hierro‐níquel con bajo contenido en carbono Endurecimiento por precipitación de compuestos intermetálicos 480ºC Límite elástico 1030‐2420 MPa hasta 3450 MPa Ni ↑, Co ↑, Mo ↑, C ↓↓ Se mantiene el contenido en C tan bajo como sea posible para evitar la formación de TiC, que disminuye:
o Resistencia o Ductilidad o Tenacidad
PARTÍCULA DE POLVO METÁLICO
Hay dos tipos de atomización:
Atomización por agua (104 – 106 K/s) Atomización por gas (102 – 104 K/s)
Atomización por gas
Partículas esféricas de polvo nos indican que es un proceso de atomización por gas.
Bordes de grano; cada partícula es policristalina y está formada por diferentes granos (tiene por tanto bordes de grano).
La forma de las partículas es un factor a tener en cuenta a la hora de compactar las partículas. Partículas con la misma geometría tendrá mejor compactación, sobre todo si estas son esféricas.
Tecnología de Materiales
19
Horno por el que fluye el material fundido. Se tiene que formar atmósfera inerte.
Las gotas se van haciendo cada vez más pequeñas conforme las gotas caen por la toma del atomizador.
El tamaño de la toma es para garantizar que todo lo que sale se convierte en polvo metálico que luego tomaremos abajo solidificado, bajo atmósfera inerte.
Cada atomizador tendrá su propio tamaño medio de partícula. El tamaño de las partículas depende de la velocidad de incidencia del chorro de gas o líquido y del ángulo de incidencia.
Atomización por agua
Ahora el proceso se puede hacer al aire ya que es absurdo mantener una atmósfera inerte con el consecuente gasto que ello conlleva y luego cuando formen las partículas con el agua también se producirá oxidación.
Tecnología de Materiales
20
Características:
• Cada partícula va a tener una capa fina de óxido
• Partículas tendrán forma irregular
• Proceso más barato
• Toma más pequeña
• Solidificación más rápida, menor segregación
Sólo se puede utilizar para materiales inertes o aquellos en los que el óxido tiene poca influencia sobre sus propiedades. También se usa para procesos con menores requerimientos
. sin
D ≡ tamaño medio de la partícula
C ≡ constante dependiente del atomizador y no del proceso
v ≡ velocidad del agua α ≡ ángulo
Al aumentar la velocidad de enfriamiento también disminuye el tiempo de solidificación y, por tanto, el espacio interdendrítico.
FABRICACIÓN POR ALEACIÓN METÁLICA
Materiales en forma de polvo se pueden mezclar en las cantidades adecuadas, se consigue una nueva aleación mezclando los componentes en fase sólida.
1) Molino de alta energía-impacto de alta energía, afina el polvo y eleva la Tª, posibles microsoldaduras. Gira a alta velocidad. En el interior tenemos unas palas que inciden sobre las bolas haciéndolas girar (bolas dentro del molino). Puede habaer transferencia de las bolas a la aleación.Dentro, nuestro material, va sufriendo impactos, formándose la aleación, ya que las partículas de polvo se irán compactando. Las microsoldaduras se rompen y afina el polvo.
2) Tendremos que añadir aditivos (ceras, jabones orgánicos), actúan como lubricantes del proceso. Se conocen como PCA (agente controlador del proceso). Minimizan la fricción y garantizan que no haya contaminantes de las paredes del molino.
3) Como aditivo no interesa tener líquidos, porque se produce la difusión de éstos. Interesa, por tanto, que sea un sólido aunque luego se fluidice por acción de las altas temperaturas.
y
v (velocidad enfriamiento)
Molde convencional
Molde en vacío
Atomización por gas
Atomización por agua
Solidificación rápida
Tecnología de Materiales
21
Usaremos ceras orgánicas, como es un aditivo orgánico tendremos C, H, O, N en la composición, y al entrar en contacto con los metales se formarán hidruros, carburos, nitruros metálicos (en pequeños porcentajes) quedando estas partículasdistribuidas uniformemente reforzando la aleación.
4) Teniendo el suficiente tiempo, las fases se irán mezclando hasta obtener una nueva aleación homogénea (nueva aleación en polvo). Las paredes del molino y las bolas deben ser muy resistentes, debido a los impactos continuos que se van produciendo. Este procedimiento resulta especialmente útil para la obtención de aleaciones cuya composición no podemos obtener por procedimientos tradicionales como el moldeo.
Inconvenientes
− Limitado volumen de producción, bajo rendimiento y elevadísimo coste.
− Necesidad de control de la atmósfera del molino sobre todo si trabajamos con componentes reactivos
− Hay que mantener el proceso de manera hermética y evitar el contacto del polvo con la piel y las vías respiratorias
CONSOLIDACIÓN DE MATERIALES PULVIMETALÚRGICOS (POLVOS)
1‐ Tamizado / clasificación Los polvos se separan en los distintos rangos de tamaño por tamizado y se recombinan después en función de las aplicaciones concretas. Por ejemplo, se suelen relacionar las partículas en función del tamaño adecuado para el llenado eficiente de los huecos entre partículas en contacto mutuo. Esto facilitará que se alcance la densidad óptima después de la compactación en frío.
2‐ Mezcla En la operación inicial de mezcla, tanto los polvos metálicos como los materiales no metálicos usados en el proceso de aleación, así como los aditivos de lubricación durante la compactación, se mezclan mecánicamente para obtener un material uniforme sin segregación.
Mezcla metálica
‐ Polvos metálicos ‐ Materiales aleantes no metálicos ‐ Aditivos de lubricación(baja la energía y sube la densidad)
Tecnología de Materiales
22
3‐ Compactación El método más común para compactar polvos metálicos es someterlos a presión en moldes a temperatura ambiente. Las briquetas verdes son muy frágiles, pero debido a la unión mecánica de las partículas de polvo se pueden sacar del molde y manipularlas.
Las piezas pueden tener la forma final o bien después del sinterizado, pueden conformarse con forja, extrusión, embutición, etc. Obtención de una pieza tridimensional. Necesita de alta presión en frío o en caliente.
Frío Alta porosidad (Compactación en frío como mínimo)
Caliente Mayor compactación
4‐ Sinterización Para alcanzar la suficiente resistencia las briquetas verdes deben sinterizarse. La sinterización implica el calentamiento a una elevada temperatura (< Tm), generalmente en atmósfera protectora o en vacío, y tiempo. Esta energía es pequeña y puede incrementarse mediante:
• Sinterización a presión
• Sinterización con fase líquida
Las operaciones de compactación y sinterizado pueden combinarse. Los polvos metálicos pueden consolidarse mediante operaciones tales como compactación en caliente, forja o laminación.
En una típica operación de sinterizado, el compacto verde se coloca sobre una cinta que pasa lentamente a través de una temperatura controlada. Las piezas se calientan por debajo del punto de fusión del metal base, mantenidas a la temperatura de sinterización y después enfriadas.
La sinterización transforma las uniones mecánicas del verde en uniones metalúrgicas, esto proporciona las dimensiones fundamentales a las piezas obtenidas por pulvimetalúrgia.
Las piezas así obtenidas están generalmente listas para su uso. Sin embargo para conseguir propiedades especiales, las piezas pueden someterse a tratamientos posteriores de tipo mecánico, térmico o recubrimiento superficial.
Calientas durante un tiempo determinado. Variables (Tª y tiempo). Calientas el producto de la compactación en frío, subes la Tª y lo mantienes "t". Se mantiene ese tiempo "t" hasta alcanzar
la máxima densidad y el mínimo porrcentaje de porosidad.
Tecnología de Materiales
23
Proceso de compactación
(1) Contacto puntual Al no fundir, la estructura de la partícula de polvo será la misma. Los átomos que deben moverse son los de la superficie, creando nuevos bordes de grano.
(2) Etapa inicial
El borde de grano va a empezar a aumentar
(3) Etapa intermedia
Así, conforme crece el borde, se va cerrando el poro
(4) Etapa final
Al final quedan porosidades residuales. Debemos saber cuál es la máxima admisible.
Poro
Borde de grano
Poro
Borde de grano
Tecnología de Materiales
24
Así se produce: 1‐ Unión 2‐ Cambio de geometría y contracción: la pieza cuando sale del horno es más pequeña que
cuando entró. También se produce una reducción del volumen de la pieza al producirse la disminución de los poros.
3‐ Eliminación del poro
Finalmente tenemos que añadir que la pieza se considera terminada al salir, sin necesidad de ser mecanizada.
SINTERIZACIÓN EN ESTADO SÓLIDO
Modelo de crecimiento de borde de grano.
. .
1 ≤ m ≤ 3 2 ≤ n ≤ 7
Transporte de masa por difusión
A. Difusión desde bordes de grano
− Átomos se desplazan desde el borde de grano (saliendo de él)hasta donde hay una vacante
− Los nuevos granos más los antiguos B. Difusión desde la superficie a otra posición interior de la red C. Difusión a partir de los defectos D. Difusión superficial. Se mueven sin penetrar al interior. E. Difusión de borde de grano. Van a lo largo del borde de grano F. Transporte en fase de vapor. Algún átomo llega a escapar.
Si añadimos fase líquida, todas las difusiones se verían favorecidas, para la misma temperatura, la sinterización tendría lugar antes, además tendría lugar la sinterización en fase líquida.
A≠E
A. Difusión desde borde de grano (sale de uno y se va a otro, cambio de grano)
E. Difusión de borde de grano (se desplaza por el mismo borde de grano)
T, t a
2x
Tecnología de Materiales
25
Sinterización en fase líquida
Formas de conseguir la fase líquida durante la sinterización
1) Podemos añadir antes del sinterizado un aditivo sólido con bajo punto de fusión que funda a la temperatura de sinterización. Favorece así el transporte de masa, la reducción de porosidades y la difusión atómica.
2) Para aleaciones ligeras podemos hacer la sinterización por debajo del punto de fusión de los elementos principales de la aleación, de forma que lo que funda sea uno de los elementos secundarios, favoreciendo la existencia de una fase líquida.
í
HIP – Compactación Isostática en Caliente
Partimos del polvo sin compactar. Introducimos el polvo en un molde con la forma final. Al tener una reducción de volumen en la contracción de volumen, añadimos una cantidad adicional de polvo. Aplicamos presiones muy elevadas al mismo tiempo que calentamos.
Ciclo completo
Hacemos un ciclo de calentamiento y presurización aumentando mucho la presión y la temperatura. Mantenemos esta P y T, luego disminuimos.
Densification parameter
%
Tiempo de sinterizado(minutos)
Fase sólida sinterizado
Precipitación de 2ª fases
Flujo líquido
Tecnología de Materiales
26
Obtenemos la máxima densidad con un solo proceso. De esta forma, con esta compresión isostática (todas las direcciones) no se generan tensiones residuales, defectos mínimos, densidad y resistencia mecánica máxima.No hay óxido, son todo ventajas.
Inconvenientes:
Muy caro, sólo se utiliza cuando:
No podemos mezclar el polvo con ningún aditivo, solo podemos compactar el polvo El precio no sea un inconveniente
Consolidación de polvos con forja
La pulvimetalúrgia cuenta con muchas etapas y éstas no tienen porqué tener un orden fijo.
Hay ocaciones en las que la densidad no es muy elevada (< 75%).
Por problemas con la fricción es necesaria una lubricación externa (sulfuros metálicos, grafito…) y no queremos tratarla posteriormente.
Forja de elevadas presiones, se puede combinar forja en caliente.
Proceso de extrusión
Tiene la ventaja que podemos partir del material en polvo (cabe la posibilidad de que este proceso dé lugar a una chapa con densidad inadmisible).
1) Extrusión simple(en frío) El resultado es una chapa con un nivel de porosidad inaceptable (lo que trae consigo una baja resistencia mecánica).
Densidad = 75 % Densidad = 80 % Densidad = 90 % Densidad = 100 %
Preforma
Tensión de la forja
Tecnología de Materiales
27
2) Extrusión con sinterización
• Se calienta el pistón para que el polvo se compacte por difusión, así en este proceso el extruido tiene menos porosidad.
• La extrusión en caliente hace que la superficie del metal al salir, sea muy reactiva, de manera que si sale a la atmósfera se oxidará toda la chapa.
3) Extrusión con sinterización y protección superficial El material que se adiciona debe ser tal que no se originen grietas entre el material extruido y el recubrimiento. Además, deben tener ambos las mismas características frente a la extrusión. El material de recubrimiento puede ser inerte con la atmósfera (cerámico no, polímero sí).
(1)
(2)
(3)
Tecnología de Materiales
28
RELACIÓN DENSIDAD – PROPIEDADES MECÁNICAS EN MATERIALES PULVIMETALÚRGICOS
Densidad (g/cm3)
Densidad (g/cm3)
Densidad (g/cm3)
INFLUENCIA DE LA DENSIDAD EN LA DUREZA
Material forjado
Material pulvimetalúrgico
Tecnología de Materiales
29
FATIGA
INTRODUCCIÓN
En ingeniería y, en especial, en ciencia de materiales, la fatiga de materiales se refiere a un fenómeno por el cual la rotura de los materiales bajo cargas dinámicas cíclicas se produce más fácilmente que con cargas estáticas. Un ejemplo de ello se tiene en un alambre: flexionándolo repetidamente se rompe con facilidad. La fatiga es una forma de rotura que ocurre en estructuras sometidas a tensiones dinámicas y fluctuantes (puentes, aviones, etc.). Puede ocurrir a una tensión menor que la resistencia a tracción o el límite elástico para una carga estática. Es muy importante ya que es la primera causa de rotura de los materiales metálicos (aproximadamente el 90%), aunque también ocurre en polímeros y cerámicas.
Existen numerosos factores que afectan a la iniciación y crecimiento de grietas de fatiga. Estos factores incluyen la forma, tamaño, concentraciones de esfuerzos, tratamientos térmicos, microestructura, efectos medioambientales y acabado superficial.
Esfuerzos de amplitud constante
Las fluctuaciones de tensión derivan de varias cargas que pueden ser de amplitud constante ó variable.
Las cargas variables pueden proceder de: vibraciones, ruidos, carga y descarga de un componente. Es común que tengan forma sinusoidal.
Curvas S – N
La resistencia a la fatiga bajo cargas de amplitud constante se representa más sencillamente en las curvas S –N
Límite de fatiga
No límite de fatiga
Número de cíclos
Esfuerzo
Esf. medio
Rango Amplitud
σmax
σmin t
Tracción
Compr.
0
N=1 (ciclo)
Según aumenta la amplitud de esfuerzos, disminuye el número de ciclos antes de que tenga lugar el fallo.
Tecnología de Materiales
30
MICROMECANISMOS DE FATIGA EN LOS METALES
El fallo por fatiga en los metales, comienza con el inicio de una grieta. La grieta se propaga entonces a través de la sección transversal de la pieza hasta que la unión residual es incapaz de soportar la carga y tiene lugar la rotura final según un mecanismo estático.
Podemos distinguir, por tanto, dos procesos:
• Iniciación (etapa I)• Propagación (etapa II)
La iniciación de las grietas de fatiga se debe a deslizamientos cristalográficos y suele comenzar en la superficie de la pieza ó en sus proximidades.
Esto se debe a que los metales de ingeniería son generalmente policristalinos, de forma que los granos de la superficie, al no estar completamente rodeados de otros granos, son fácilmente deformables que aquellos que se encuentran en el interior del material. Por lo tanto, los granos superficiales favorablemente orientados empiezan a deslizarse localmente bajo tensiones menores que las normalmente requeridas para la deformación.
Los granos del interior del material, incluso orientados favorablemente, no pueden deformarse bajo cargas bajas debido al soporte del material que los rodea.
Proceso de iniciación
La iniciación de la grieta puede tener lugar en dos formas diferentes:
1) Por formación de bandas de dislocación debidas al deslizamiento cristalográfico en los granos superficiales, seguido del desarrollo de una hendidura que penetra siguiendo un plano cristalográfico favorable. Este proceso es importante solo en materiales blandos y dúctiles y es acelerado en gran medida por la presencia de concentraciones geométricas de tensiones.
2) Como resultado de las tensiones provocadas por incompatibilidad severa a través de inclusiones ó de partículas duras en segundas fases. Este proceso tiende a ocurrir en aleaciones endurecidas metalúrgicamente, en las que la matriz es resistente al deslizamiento cristalográfico requerido para formar una banda de dislocación. El mecanismo de iniciación que finalmente tiene lugar, es el resultado de la competición entre la capacidad del material y la resistencia de la matriz al deslizamiento cristalográfico.
CRECIMIENTO DE GRIETAS EN MATERIALES DÚCTILES
Cuando la iniciación ocurre por formación de una grieta en una banda de dislocación, hay dos etapas diferentes en el subsiguiente crecimiento de la grieta.
En materiales sin concentración de tensiones, la Etapa I de crecimiento puede significar hasta el 90% de la vida total del material. Sin embargo, eventualmente, según crece la grieta, la zona plástica en su extremo se hace lo suficientemente grande como para pasar a ser independiente de la dirección
Tecnología de Materiales
31
cristalográfica del material y la grieta crece como lo haría en un medio continuo. Esto se conoce como etapa II del crecimiento de la grieta. Si hay entalla en al etapa I, la velocidad es mayor que si no la hay.
En la transición de la Etapa I a la Etapa II, la dirección del crecimiento de la grieta cambia para maximizar su apertura durante el crecimiento subsiguiente. Esta dirección será aproximadamente normal al máximo esfuerzo de tracción, en la región del extremo de la grieta -> rotura frágil.
Debido a que el crecimiento en la Etapa II es más rápido que en en la Etapa I, generalmente es esta etapa la que produce mayor área de la superficie de fractura por fatiga.
Es la Etapa II la que produce las marcas características en las superficies de fractura por fatiga(líneas de playa).
Una grieta de Etapa I se conoce como microgrieta y una de la Etapa II como macrogrieta.
Las etapas de crecimiento I y II son fundamentalmente distintas. La primera solo puede propagarse en la dirección de la banda de deslizamiento. Por tanto, su velocidad de formación y propagación depende de la resistencia de la matriz en la que se forma la banda de deslizamiento.
Si la etapa I es una parte significativa del proceso completo de fatiga, la resistencia del material se podrá incrementar mediante procesos metalúrgicos normales; sin embargo esto no será posible en la Etapa II.
CRECIMIENTO DE GRIETAS EN MATERIALES DUROS (SIN ENTALLA)
En un material de baja resistencia sin entalla, la resistencia a la fatiga aumentará con la resistencia de la matriz independientemente de si el endurecimiento se consigue por trabajo en frío ó por tratamientos térmicos.Tienes una superficie perfecta, libre de defectos. Tienes etapas I y II.
Sin embargo, conforme la matriz se va haciendo progresivamente más dura y la nucleación en la Etapa I va siendo más difícil, se alcanza una etapa en la que debe operar algún factor adicional para que se pueda alcanzar la nucleación. Este factor es la concentración de tensiones producida por partículas de segundas fases.Sólo depende de las fases duras ya que la superficie es ideal.
Para mejorar el comportamiento frente a la fatiga de un material de alta resistencia, es necesario hacerlo más limpio. Esto puede requerir materiales base de más alta pureza para aleaciones de aluminio.
CRECIMIENTO DE GRIETAS EN MATERIALES CON ENTALLAS (DUROS)
Mientras que en un material sin entallas el crecimiento de la grieta en la Etapa I puede ocupar el 90% ó más de la vida total de la fatiga, siendo el crecimiento de la Etapa II el restante 10%, en materiales en los que existan concentraciones de tensiones, estas cifras pueden invertirse fácilmente superando la Etapa II más del 90% de la vida total.
Dado que el crecimiento en la Etapa II es mucho más rápido que en la Etapa I, esto significa que la vida total se reduce drásticamente. Por tanto, una gran concentración de esfuerzos en una pieza de maquinaria puede tener efectos desastrosos sobre la resistencia a la fatiga.
Tecnología de Materiales
32
DETERMINACIÓN DE LA RESISTENCIA A LA FATIGA
Hay dos líneas de aproximación diferentes. Una de ellas consiste en usar relaciones esfuerzo‐vida conocidas generalmente como curvas S‐N, donde S es el esfuerzo aplicado y N es la vida total de fatiga medida en ciclos.
La otra forma consiste en utilizar datos de mecánica de la fractura para estimar el grado de propagación de grietas por fatiga.
La curva S‐N para un material se determina tomando varias probetas de material y sometiéndolas a diferentes esfuerzos cíclicos hasta que falla. Se presenta, como ya hemos visto, de la siguiente manera:
Es frecuente la confusión en la definición del esfuerzo de fatiga. Se suele preferir definir S como amplitud de esfuerzos y esto es esencial en cualquier definición de proporción de fatiga. Sin embargo, frecuentemente se representa como esfuerzo máximo, una práctica que se refiere a un tipo específico de carga en que el esfuerzo varía desde cero hasta un valor máximo.
El esfuerzo máximo es igual al doble del esfuerzo cuando éste varía sinusoidalmente. Una carga cíclica generalmente producirá fallos, no importa lo bajo que sea el esfuerzo aplicado. Sin embargo, para algunos materiales, la curva S‐N llega a ser horizontal, lo que sugiere que para estos materiales se puede definir un esfuerzo conocido como límite de fatiga, por debajo del cual podría esperarse una vida infinita.
Se cree que el límite de fatiga podría estar asociado al fenómeno de envejecimiento bajo tensiones. Así, todos los ACEROS FERRÍTICOS cuya resistencia a la tracción no supere los 1100 MN/m2, así como las ALEACIONES DE TITANIO, puede esperarse que presenten un límite de fatiga, mientras que las ALEACIONES DE ALUMINIO y los METALES NO FÉRREOS en general no lo presentan, aunque las ALEACIONES ALUMINIO‐MAGNESIO no tratables térmicamente podrían presentarlo.
Debe entenderse que los datos S‐N están sujetos a severas limitaciones. Existen tres restricciones principales: configuración de esfuerzos, esfuerzo medio y concentración de esfuerzos.
Tecnología de Materiales
33
Configuración de esfuerzos
Debido a su mayor simplicidad, las curvas S‐N se determinan normalmente bajo condiciones de esfuerzo uniaxial. Los ensayos que emplean sistemas de esfuerzos complejos son difíciles de diseñar y realizar.
Esfuerzo medio
Cuando un esfuerzo cíclico revierte completamente, el esfuerzo medio es igual a cero y muchos datos de fatiga se han obtenido de esta forma.
Sin embargo, el esfuerzo medio es a menudo distinto de cero y es necesario entonces tener en cuenta el hecho observado de que si el esfuerzo medio aumenta en la dirección de tracción, entonces la amplitud del esfuerzo debe reducirse para mantener la misma vida de fatiga. Esto se consigue mediante diagramas de vida constante basados en las ideas de Goodman, Gerber y Soderberg.
Concentración de esfuerzos
La gran mayoría de los componentes de máquinas y elementos estructurales contienen entallas y concentración de tensiones de uno u otro tipo, en estos casos deberán obtenerse los valores apropiados de factor elástico de concentración de esfuerzos, Kt y usar los valores de tensiones locales obtenidas con las curvas S‐N ó de vida constante para piezas sin entallas.
σm ≠ 0
t 0
σm ≠ 0
N0
σm = 0
N0
Tecnología de Materiales
34
Se define el factor de sensibilidad a la entalla, q, en función de Kt y del factor de reducción de resistencia a la fatiga, Kf:
11
Donde:
Y Kf es la relación entre la resistencia a la fatiga después de Nciclos de una pieza sin entalla con respecto a la de la pieza con entalla.
Daño acumulativo y Regla de PalmgrenMiner
El daño por fatiga se acumula más rápidamente para altas amplitudes de ciclo que para bajas, de forma que cuando la amplitud del esfuerzo aplicado a una muestra fluctúa ampliamente, cualquier método para predecir la vida total de fatiga debe tener en cuenta las variaciones para las que tiene lugar la acumulación de daños por fatiga. La regla de Palmgren‐Miner propone que si el esfuerzo cíclico ocurre para una serie de amplitudes de esfuerzo S1, S2, S3… cada una de las cuales le corresponde a una vida de fatiga N1, N2, N3…, entonces la fracción de vida total para cada amplitud de esfuerzos es en realidad el número de ciclos Ni dividido por el tiempo de vida para la amplitud Nfi. El daño se acumula de forma que:
1
MECÁNICA DE LA FRACTURA Y FATIGA
En muchas situaciones de ingeniería, es realista desechar cualquier contribución de la Etapa I a la vida de la fatiga, bien porque exista un defecto que elimina esta etapa debido a la concentración de tensiones ó porque dicha concentración la hace muy pequeña. Dado que en materiales razonablemente dúctiles, la velocidad de avance de la Etapa II es sólo débilmente dependiente de la microestructura a través de la cual se propaga la grieta, lo mejor que puede hacerse es estimar esa velocidad y retirar la pieza del servicio antes de que se produzca el fallo.
Esto es posible gracias al trabajo de Bris y Erdogan, que demostraron que existe una relación entre la velocidad de crecimiento de la grieta y el factor de intensidad de esfuerzos durante el ciclo de la carga. Es lo que se conoce como Ley de Paris‐Erdogan:
∆
a = longitud de la grieta N = nº de ciclos de carga A y m = constantes determinadas experimentalmente_para_cada_material. ∆K = Kt máx – Kt mín
Tecnología de Materiales
35
Si una pieza de metal con una grieta inicial se somete a un esfuerzo variable dσ:
Si la grieta es corta, el cambio en el factor de intensidad de tensiones en el extremo de la grieta durante el ciclo de carga es muy pequeño y así, para un número grande de ciclos de carga, la longitud de las grietas ha crecido un poco.
La velocidad de propagación de grietas se calcula mediante la diferencia de la curva a‐N y el AK es simplemente la diferencia entre los factores de intensidad de tensiones máximo y mínimo durante el ciclo de la carga.
Si se conoce KC, resistencia a la fractura, este parámetro junto con el valor del máximo esfuerzo permite calcular el valor crítico de longitud de grieta, af, para el cual la fractura tendrá lugar rápidamente y, de ahí, por integración de la Ley de Paris, se determina la vida total en ciclos de la pieza.
Tecnología de Materiales
36
Ecuación de Forman
La ecuación de Forman tiene en cuenta el efecto del esfuerzo medio, dando cuenta también de las regiones no lineales para valores altos y bajos de dK. Se define del modo:
1 .
δK ≡ intervalo de intensidad de esfuerzos
KC ≡ resistencia a la fractura
δK0 ≡ factor de intensidad de esfuerzos umbral
R ≡ relación de esfuerzos
n ≡ exponencial determinado experimentalmente
Factor de concentración de esfuerzos
El efecto de las discontinuidades en un material bajo tensiones es el cambio de la distribución natural de esfuerzos en la pieza. La tensión aumenta alrededor de un hueco ó entalla al intentar pasar alrededor de la discontinuidad la fuerza transmitida por el material.
Consideremos una pieza de metal con una entalla elíptica en uno de sus lados.
La variación de tensiones se representa a lo largo de un eje paralelo a una tensión uniforme:
σmax
σ
d
El factor de concentración de esfuerzos se define como la relación entre el esfuerzo en un punto determinado y el esfuerzo uniforme constante en un punto alejado.
Esta pieza está expuesta a un esfuerzo uniforme perpendicular al plano de la entalla.
CRACK OPENING DISPLACEMENT: Desplazamiento de apertura de grieta.
A mayor esfuerzo, mayor tamaño de grieta conforme aumenta la tenacidad (ductilidad) del material ‐> da un COD mayor. Si es poco tenaz (frágil) se da la grieta pronto. Hay un valor crítico por debajo del que no se da = Kc.
KC = Valor crítico de KI
KI= factor de concentración de esfuerzos en modo 1 de deformación
Tecnología de Materiales
37
Distribución de tensiones en el extremo de una grieta
Consideremos una grieta de longitud 2ª en una gran plancha metálica. La plancha se somete a una tensión uniforme σ, perpendicular a la línea de la grieta.
Se define r como la distancia desde el centro de la grieta hasta un punto arbitrario y x como la distancia desde el extremo de la grieta hasta ese mismo punto.
De manera que:
La teoría de la elasticidad muestra que la tensión en un punto es igual a:
.√
Usando:
.√ . √ 2
. √ .√2. .
El factor de intensidad de esfuerzos viene dado por: . . √ .
Este factor puede modificarse mediante un parámetro de forma, Q, que permite tener en cuenta las diferentes geometrías:
. . √ .
Selección de materiales por su resistencia a la fatiga
2a
r
x
Tecnología de Materiales
38
Diseño contra fatiga
No existen reglas fijas para evitar la fatiga, pero la experiencia muestra que puede retrasarse o evitarse siguiendo ciertos criterios:
1) Evitar ángulos agudos y pequeños orificios 2) Reducir las cargas de fatiga
• Reducir la carga de tracción
• Reducir el ruido
• Limitar los cambios de temperatura 3) Asegurarse que los componentes críticos frente a fatiga puedan ser fácilmente
inspeccionados
• Asegurar un acceso adecuado
• Utilizar uniones no permanentes para paneles externos
• Tratar de separar entre sí las partes que requieren inspección 4) Fabricación
La selección de técnicas de fabricación y el control de defectos y tensiones internas y superficiales, es fundamental para evitar la fatiga:
• Asegurar un buen acabado superficial
• Utilizar los tratamientos superficiales adecuados
CONTROL DE CALIDAD Y ENSAYOS NO DESTRUCTIVOS
E.N.D. Profundidad máxima Tamaño para el 50% de
probabilidad de detección
Rayos X 10 – 185 mm. 12 mm.
Líquidos penetrantes Superficie Longitud: 6 mm. Profundidad: 50 μm. Anchura: 1 μm.
Ultrasonidos 200 mm. 2 – 3 mm.
Corrientes inducidas 0,2 – 2,2 mm. 1 mm.
Fatiga en materiales no metálicos.
- Fatiga en polímeros .
. Aunque la fatiga. de los polimeros es superficialmente similar a la de los metales,no es tan bien entendida, debido en parte, a la necesidad de considerar ciertos factores
!lue no son importantes en los metales, como son el Deso molecular, la ramificación de
las cadenas poliméricas, el grado de cristalinidad y los efectos térmicos.
La fatiga de los polímeros es muy sensible a la frecuencia de los ciclos de carga.Si las condiciones no son isoténnicas, el calor generado en cada ciclo hace que disminuyael módulo elástico, hasta que el material no es capaz de soportar la carga y fallaprematuramente.
\ La norma ASTMD671-71 define la vida hasta el fallo bajo condiciones de fatigaI térmica, como el número de ciclos para, con un esfuerzo dado, disminuir el limite., elástico aparente hasta un 70 % de su valor inicial.
Uno de los factores que más influyen en la resistencia a la fatiga de ]O~ plá~cos,es el grado de cristalinidad: las velocidades de crecimiento de grieta más bajas se dan enE.0limeros cristalinos tales como nylon y poliacetal (ver figura).
al
g. 10-3u....••
EE
~. 10-4~
lO
'tl
10-5
10-6
0.2 0.6 1.0 2 4 6 B
AKMPa m%
En contraste, polímeros con alto grado de ramificación de las cadenas presentan "muy altas velocidades de nropagación. Es de resaltar el hecho de que la·alta reslstenaa ymódulo de estos polimeros altamente entrecruzados que los hacen tan atractivos paraaplicaciones de Ingeniería, vayan asociados con la baja ductilidad y tenacidad que. son,
presumiblemente, responsables de su escasa resistencia a la fatiga:
El peso molecular del polímero también parec~ ser importante en relación con su
resistencia a la fatiga: de· acuerdo con Hertzberg y Manson, la resistencia a lepropagación de grietas por fatiga para un determinado nivel de esfuerzos, aumenta
sustanciaImente aunientando el peso molecular o añadiendo una fracción de alto pe~molecular a la matriz, así como por la presencia de partículas de segundas fases q;:eaumenten la resistencia del material.
Tecnología de Materiales
39
CREEP
FLUENCIA TÉRMICA O CREEP(FLUENCIA VISCOSA)
Fatiga: ,
Creep o deformación: , ,
Todos los materiales se deforman bajo carga a todas las temperaturas, pero se pueden poner de manifiesto muy variados comportamientos cuando se comparan en términos de tres importantes parámetros que se describen.
GENERALIDADES
Cuanto mayor es la temperatura y el esfuerzo, mayor es la deformación y menor el tiempo hasta la fractura. Conseguir materiales complejos resistentes al calor es una tarea larga y complicada.
Consta de tres etapas sucesivas (si T>0.4Tm):
1. Primaria (o transitoria) 2. Secundaria (o de estado estacionario)(ss= steady state) 3. Terciaria
Este comportamiento lo presentan todos los materiales simples (metales, plásticos y cerámicos) pero los materiales complejos pueden presentar considerables variaciones.
La vida de servicio de cualquier material de ingeniería debería transcurrir en su mayor parte en el rango de creep o estado estacionario, porque una vez que se entra en la etapa terciaria, el grado creep crece rápidamente hasta llegar a la fractura.
.
Alargamiento inicial, y a partir de ahí a lo largo del tiempo.
Se va modificando la longitud, la pendiente de la curva cambia con el tiempo y depende de la temperatura.
Tecnología de Materiales
40
Creep primario
Cuanto más tiempo pasa en la primera región menor es la deformación (disminuye la velocidad de deformación). En C1 y C3 la velocidad es variable.
Hay un alargamiento inicial: Є0; β = cte y = tiempo
Creep secundario (zona intermedia)
Deformación constante con el tiempo, van a entrar cuando la temperatura sea mayor que 0,4.TF. Podría entrar el material durante un cierto período de tiempo t largo y no sería peligroso. Como ya hemos dicho, la vida de servicio de cualquier material de ingeniería debería transcurrir en creep estacionario.
El grado de deformación durante el régimen en estado estacionario se describe a menudo de la forma:
. .
Donde:
σ ≡ esfuerzo T ≡ temperatura
A ≡ constante
n ≡ exponencial n = 3 ÷ 8
Q ≡ energía de activación (J/mol)
.
Creep terciario
Es inverso al primario, la velocidad de deformación aumenta muy rápidamente con el tiempo. Hay que evitar que se produzca, ya que si no se va a producir la fractura en poco tiempo.
Tecnología de Materiales
41
Aumento de T y σ produce un desplazamiento en las curvas
Representamos ln frente a 1 T
2 regímenes: Altas temperaturas(laboratorio) Temperaturas de servicio (baja Tª)
Aleaciones específicas para soportar temperaturas muy elevadas, y se realizan ensayos donde obtenemos valores de la parte lineal de alta temperatura, pendiente es la relación (‐Q/R)
R ≡ constante de los gases que aparece en todos los procesos activados térmicamente
Tecnología de Materiales
42
Creep secundario (influenciadores por separado)
Comportamiento frente a la temperatura
Curva convencional de Creep
. .
.
Larson‐Miller
.
A mayor valor del parámetro de Larson‐Miller, va a tener mayor resistencia al creep.
Tecnología de Materiales
43
NATURALEZA DEL CREEP
La temperatura de servicio determina si el creep puede o no considerarse como posible modo de fallo de un material en un componente dado, y el nivel crítico de temperatura depende de la vida de servicio prevista.
Como primera aproximación a la máxima temperatura de operación de un material metálico, resulta útil considerar su punto de fusión. Esto es debido a que en los metales la temperatura útil de operación está limitada por la velocidad a la que tienen lugar los cambios microestructurales internos.
A una temperatura dada, la energía térmica en la red cristalina del metal viene dada por KT, donde T es la temperatura absoluta y K la constante de Boltzman. Cualquier proceso activado térmicamente
progresará a una velocidad proporcional a siendo Q la energía de activación del proceso (J/mol) de que se trate, que debe ser superada por la energía térmica aplicada.
El creep secundario en los metales tiene lugar mediante procesos que dependen de la difusión de vacantes, existiendo por tanto una buena correspondencia entre la energía de activación del creep,
, y la energía de autodifusión, .
Un alto valor es aproximadamente proporcional al punto de fusión del metal (Tm), por tanto se deduce que para que una aleación sea resistente al creep, es que tenga un alto punto de fusión. De acuerdo con lo anterior, es difícil que una aleación tenga buenas propiedades a temperaturas por encima de 2/3.Tm.
Aparte de la influencia de los límites de grano, y por tanto, del tamaño de grano, los mecanismos para aumentar la resistencia al creep son los mismos que para mejorar la resistencia a la temperatura ambiente: endurecimiento por disolución y precipitación. La diferencia entre un material y otro depende de la persistencia relativa de los mecanismos de endurecimiento al aumentar la temperatura.
A bajas temperaturas, menos de 0,25.Tm, el grado de creep disminuye rápidamente con el tiempo, hasta hacerse igual a cero. Es lo que conocemos como creep logarítmico y puede atribuirse a un endurecimiento por deformación, es decir, el progresivo aumento de la densidad de dislocaciones y al refinamiento de la red de dislocaciones.
La deformación total es muy pequeña y relativamente insensible al esfuerzo y a la temperatura (sólo es importante donde sea crítica una alta estabilidad dimensional).
Cuando la temperatura es 1/3.Tm o superior, el endurecimiento por deformación que resulta del deslizamiento cristalográfico intergranular, no es retenido por la estructura dado que la temperatura es lo suficientemente alta para que tengan lugar procesos activados térmicamente, como deslizamientos cruzados que transforman la red de dislocaciones en configuraciones de menor energía, esto da lugar a creep de recuperación, y el grado de deformación bajo estas condiciones viene dado por:
. .
Tecnología de Materiales
44
En el creep de recuperación tienen lugar dos procesos:
− Endurecimiento por deformación
− Ablandamiento térmico
Si la temperatura es lo suficientemente alta, es el último proceso el que controla la velocidad. Se acostumbra, por tanto, a dividir el creep en dos etapas, primaria y secundaria:
a) El creep primario, transitorio o creep β, tiene lugar al principio del proceso de creep, cuando la estructura inicialmente sin deformar, es capaz de soportar un alto grado de endurecimiento por deformación, de manera que aunque tenga lugar un ablandamiento por calentamiento, no es lo bastante rápido para anular el endurecimiento por deformación, y por tanto, la velocidad de creep disminuye. El creep primario puede describirse mediante la ecuación:
.
b) Después de un tiempo, el grado de endurecimiento por deformación disminuye hasta un nivel en que es superado por el proceso de ablandamiento térmico. El efecto de engrosamiento sobre la estructura de dislocaciones producida por la escalada de dislocaciones y la poligonización, contrarresta al efecto de refinamiento por endurecimiento por deformación y, si el esfuerzo es moderado, el grado creep puede permanecer constante durante un período significativo. Este tipo de creep se denomina creep secundario, de estado estacionario o creep κ. Bajo esfuerzos elevados, el tiempo que dura el creep secundario puede ser extremadamente corto debido a la aparición del creep terciario, que está dominado por mecanismos diferentes. Ni el creep primario, ni el creep secundario dan lugar a daños irreversibles, no importa lo largo que sea el período de tiempo durante el que actúen, pero esto no es así para el creep terciario.
c) Mientras que la aceleración característica del creep terciario puede provenir de cambios metalúrgicos tales como recristalización, o cambios en la superficie de la sección transversal debidos a inestabilidad macroscópica, tales efectos no son la causa general del creep terciario, sino que está asociado con la lenta pero continua formación de microgrietas internas. Estas microgrietas representan un daño irreversibe que lleva a la fractura intercristalina final, lo que sugiere que las grietas se forman como resultado de procesos localizados en bordes de grano.
Se han observado dos mecanismos principales:
1) Agrietamiento de punto triple. Asociado al punto triple donde se encuentran tres bordes de grano. En general los granos tendrán distintas orientaciones y en respuesta a un esfuerzo aplicado se deformarán en direcciones incompatibles entre sí. El resultado es una concentración de tensiones que eventualmente da lugar a una grieta.
2) La cavitación es un tipo diferente de fractura intercristalina que comienza con la formación de pequeñas cavidades esféricas a intervalos de unas pocas micras en los bordes de grano que son en su mayoría, aunque no exclusivamente, transversales al esfuerzo aplicado.
Tecnología de Materiales
45
La vida del material viene determinada por el tiempo necesario para que la sección de las uniones entre las cavidades disminuya hasta desaparecer. Se cree que tiene lugar mediante un mecanismo de difusión de vacantes: considerando un borde de grano perpendicular al esfuerzo aplicado, el alargamiento del material proporciona la fuerza para la difusión de vacantes desde los bordes de grano hasta las paredes de los poros, lo que es equivalente a la disposición de átomos en los bordes de grano, alargando así el material.
La velocidad de creep por difusión (creep de Herring‐Nabarro) viene dada por:
. .
D ≡ coeficiente de difusión d ≡ diámetro del borde de grano
El creep por difusión es, por tanto, mucho menos dependiente del esfuerzo que el creep de recuperación(C2), pero está fuertemente favorecido por un pequeño tamaño de grano. Este tipo de creep es importante sólo a altas temperaturas (> 0,8.Tm).
La cavitación y las grietas de puntos triples pueden encontrarse en la misma muestra, pero la cavitación tiende a presentarse a más altas temperaturas y menores esfuerzos que las grietas de punto triple, que es mucho más característica de esfuerzos elevados y temperaturas relativamente bajas. Esto puede explicarse por la mucha mayor magnitud de la concentración de tensiones en los vértices de los granos cuando el esfuerzo es alto y su baja capacidad de reducir estas tensiones cuando la temperatura es baja.
Tecnología de Materiales
46
ALEACIONES RESISTENTES AL CREEP
Condiciones
• Alto punto de fusión: por las razones antes mencionadas, es deseable que un material tenga un elevado punto de fusión y la verdad de esta afirmación se demuestra por la baja resistencia al creep de metales como plomo y estaño, aunque esto no es suficiente.
• Estructura cristalina: los metales con estructura cúbica centrada en las caras constituyen la base de las aleaciones resistente al creep, y esto se debe a la naturaleza de los defectos que pueden existir en estas aleaciones. La ecuación de Langeborg nos da el creep en estado estacionario:
. . , .
D ≡ coeficiente de autodifusión A ≡ constante γ ≡ energía de defecto de empaquetamiento
σ ≡ esfuerzo E ≡ módulo de Young
Esta ecuación sugiere que un material resistente al creep debe tener una baja difusividad, un alto módulo elástico y una baja energía de defectos de empaquetamiento. Las dos primeras condiciones, las cumplen los materiales de alto punto de fusión, la 3ª con FCC.
La energía de defectos de empaquetamiento explica la diferencia entre aceros ferríticos y austeníticos. La estructura cúbica centrada en el cuerpo de los aceros ferríticos no es una estructura compacta y, por tanto, no puede dar lugar al mismo tipo de defectos que la estructura cúbica centrada en las caras. Cualquier defecto que presenten será de alta energía.
Métodos para incrementar la resistencia al creep
• Endurecimiento por disolución sólida: los elementos en disolución sólida aumentan la resistencia al creep, a mayor concentración, menor grado de creep.
• Endurecimiento por deformación en frío: la resistencia al creep aumenta considerablemente por un trabajo en frío previo, pero este efecto no persiste durante mucho tiempo en el régimen estacionario a temperaturas próximas o superiores a 0,5.Tm.
• Endurecimiento por precipitación y por dispesión: el método más importante para mejorar la resistencia al creep de un metal es incorporar dentro de los granos una fina dispersión de partículas precipitadas de una segunda fase.
Estas partículas desempeñan dos funciones:
1‐ Impiden el desplazamiento de dislocaciones
2‐ Inhiben, por anclaje, la recuperación de las redes de dislocación.
Tecnología de Materiales
47
SUPERALEACIONES
INTRODUCCIÓN
Los grupos de superaleaciones existentes en el mercado son fundamentalmente las de base hierro, base níquel y base cobalto.
Concretamente las superaleaciones base níquel se desarrollaron en un principio de modo empírico buscando su aplicación fundamentalmente para álabes de turbinas de aviación.
Como problema de ingeniería, el desarrollo de las superaleaciones ofrece un claro ejemplo de materiales cuyas materias primas y procesos de obtención tienen un coste económico muy elevado, pero resultan rentables, ya que pueden dar lugar a importantes ahorros de energía.
Aunque pudiera parecer que las aplicaciones de estos materiales son muy especializados, esto sólo es cierto en cuanto a las razones motoras de su desarrollo, pero de sus ventajosas propiedades mecánicas y térmicas han derivado aplicaciones que implican, además de altas temperaturas y resistencia mecánica, resistencia a ambientes altamente corrosivos, sin olvidar las aplicaciones criogénicas.
Necesidad de materiales de alta temperatura
Los materiales que permiten operar a elevadas temperaturas son esenciales para la competitividad industrial, porque la eficacia de la conversión y uso de los combustibles esté directamente relacionada con la temperatura de operación.
La eficacia termodinámica ideal de un motor térmico viene dada por:
Es evidente que cuanto mayor sea T1, mayor será la eficacia. Por tanto, para conseguir el máximo rendimiento de las máquinas térmicas se precisa alcanzar la mayor temperatura de trabajo con la naturaleza de los materiales empleados en su construcción.
Al aumentar la temperatura de un metal, se producen en él cambios importantes:
• La modificación de las fases presentes
• La modificación de los tratamientos térmicos o mecánicos que haya podido recibir
• La pérdida de acritud
• El aumento del tamaño de grano
• La disminución de la dureza y resistencia mecánica
• La mayor facilidad de ataque por agentes químicos
Si las altas temperaturas van acompañadas de tensiones elevadas, se produce el fenómeno de fluencia viscosa o creep, y si los esfuerzos son variables y cíclicos, se produce fatiga.
Tecnología de Materiales
48
CONDICIONES DE OPERACIÓN
¿Qué se entiende por materiales de alta temperatura?
En general, los materiales de alta temperatura son aquellos que han de trabajar por encima de los 500ºC soportando tensiones elevadas.Por debajo lo aguantan los aceros inoxidables.
Pero además, estos materiales pueden operar en un amplio espectro de condiciones, tanto mecánicas como químicas. Así, la temperatura puede ser relativamente constante o estar sujeta a violentos cambios cíclicos.
La resistencia a la corrosión es una característica esencial en los materiales de alta temperatura, pero la mayoría de las aplicaciones implican entornos corrosivos significativamente más complejos que la simple oxidación.
Si llamamos Tm a la temperatura de fusión y Tu a la máxima temperatura de trabajo para los materiales:
70% 90% para aplicaciones sin tensión
30% 70% para aplicaciones bajo tensiones elevadas
Hasta alrededor de 4000ºC, existe la posibilidad de elegir entre varios tipos de materiales dependiendo de los requisitos operacionales.Grafito-4000ºC.
Sin embargo, ningún material es capaz de operar por encima de los 4000ºC, siendo necesario recurrir a la ablación térmica (pérdida de capas aislantes-transborador espacial).
Numerosas industrias se beneficiarían de temperaturas de operación aún más elevadas. Así, la temperatura de los tubos de alto rendimiento en calderas de vapor en centrales térmicas es de 560ºC, pero si pudiera elevarse la temperatura hasta los 650ºC la eficacia se incrementaría dando lugar a un ahorro de millones de Tn de carbón al año.
Las altas temperaturas tienen un poderoso efecto en el rendimiento de los motores de turbina de gas. Por ejemplo, un aumento de 150ºC en la temperatura de los gases de entrada a la turbina puede suponer un aumento del 6% en la eficacia de los generadores de gas.
Este tipo de beneficios ha sido el principal estímulo que ha hecho posible el desarrollo de nuevas aleaciones de alta temperatura y especialmente, la búsqueda de una aplicación concreta: la turbina de gas o turborreactor de aviación.
Los componentes metálicos de los turborreactores, están sometidos a condiciones extremas: elevadas temperaturas (1100ºC o superio), esfuerzos mecánicos debidos a la fuerza centrífuga (capaz de producir fluencia viscosa o creep), esfuerzos cíclicos (que provocan fatiga), vibraciones, oxidación y otros fenómenos de corrosión debida a los gases de combustión.
Tecnología de Materiales
49
Por tanto, además de la necesidad de una gran resistencia al creep, las aleaciones para turbinas deben satisfacer otros criterios:
− Resistencia a la oxidación a alta temperatura y a la abrasión
− Tenacidad
− Resistencia a la fatiga térmica
− Baja densidad
Todos estos requerimientos limitan el rango de materiales adecuados para estas aplicaciones.
DEFINICIÓN
Una superaleación es una aleación desarrollada para el servicio a alta temperatura basada en elementos de la primera serie del grupo VIII A, es decir, Fe, Co ó Ni, en la que se precisa una elevada estabilidad superficial y que se somete a esfuerzos mecánicos relativamente severos. Si el metal base es níquel, tenemos las superaleaciones base níquel.
Los criterios básicos para obtener estas aleaciones son:
1‐ Emplear elementos que formen capas de óxidos compactas e impenetrables para conseguir que sean inoxidables y para evitar la corrosión superficial
2‐ Adicionar elementos que formen compuestos intermetálicos para aumentar la resistencia mecánica
Dependiendo de la temperatura máxima de trabajo que permiten alcanzar, en las superaleaciones podemos distinguir las siguientes familias:
De base hierro: hasta unos 600ºC De base cobalto: entre 650 y 1150ºC De base níquel: a partir de 850 hasta 1200ºC
Adicionalmente, se puede distinguir un cuarto grupo formado por aquellas con características similares a las superaleaciones de base níquel, pero con cantidades de hierro relativamente grandes, que son las llamadas superaleaciones hierro‐níquel.
SUPERALEACIONES BASE NÍQUEL(Ni>50%+Cr+Ti+Al - base)
Existe un amplio grupo de superaleaciones de base níquel disponibles en la actualidad, cuyas propiedades las hacen útiles para el servicio a elevadas temperaturas, pudiendo alcanzar hasta los 1200ºC. Otras características, como sus propiedades mecánicas, fabricabilidad, resistencia a la corrosión, etc. las hacen útiles para aplicaciones particulares.
Las superaleaciones base níquel contienen entre un 8 y un 20% de Cr, hasta un 8% entre Al y Ti, hasta un 20% de Co y pequeñas cantidades d B, C y Zr. Opcionalmente, pueden contener también Mo, W y Nb, además de Hf y Ta. Es de resaltar el hecho de que el hierro esté ausente en la mayoría de las superaleaciones base níquel, con algunas excepciones.
Tecnología de Materiales
50
Resulta útil clasificar los elementos fundamentales, bien atendiendo a las fases que dan lugar, bien según las combinaciones químicas en cuya formación intervienen.
Así, en un primer grupo, podemos distinguir los elementos que forman parte de la matriz austenítica
γ con estructura cúbica centrada en las caras. Estos elementos pertenecen fundamentalmente a los grupos VI y VIII e incluyen Ni, Co, Fe, Cr, Mo y W. (NiCoFeCroMoW)
Un segundo grupo de elementos son los que dan lugar a los precipitados γ’, formados por los compuestos intermetálicos Ni3X (X = Al ó Ti). Estos elementos pertenecen a los grupos IV, Va y IIIb, que incluyen Al, Ti, Nb y Ta. (TiTaNiobAl)
Un tercer grupo de elementos está constituido por B, C, Zr y Hf, que tienden a segregarse en los bordes de grano y que se caracterizan porque sus diámetros atómicos son muy diferentes del resto. La mejora de la resistencia al creep mediante pequeñas adiciones de B y Zr es una característica notable de las superaleaciones base níquel.
La adición de Mg entre un 0,01 y un 0,05%, aumenta la forjabilidad y mejora las propiedades, se cree que debido a la fijación de azufre, que de otro modo sería un fragilizante de borde de grano.
Si los clasificamos según el tipo de combinaciones a que dan lugar, estos elementos pueden dividirse en dos subclases:
Elementos formadores de carburos Elementos formadores de óxidos protectores
FASES Y MICROESTRUCTURAS
Las superaleaciones base níquel presentan una variedad de microestructuras que dependen de la composición y tratamientos que haya recibido cada una de ellas, pero todas presentan al menos dos características comunes:
La presencia de carburos con el tiempo más pequeños y mejor distribuidos.
La presencia de fase endurecedora γ’
Matriz γ
La matriz continua es una fase austenítica de base níquel con estructura cúbica centrada en las caras
llamada fase γ, que normalmente contiene un alto porcentaje de elementos en disolución sólida por inserción, como son Co, Cr, Mo y W. (NiCoFeCroMoW sin Ni ni Fe)
El níquel metálico puro no destaca por tener un módulo de elasticidad extraordinariamente altro ni por su especialmente baja difusividad (dos factores que favorecen la resistencia a la ruptura por
creep), sin embargo, la matriz γ es la preferida por la mayoría de los diseñadores de turbinas de gas por sus prestaciones en temperatura y tiempo.
Debemos destacar el hecho de que algunas aleaciones pueden usarse a temperaturas de hasta el 90% de su punto de fusión durante más de 100.000 horas, bajo tensiones elevadas.
Tecnología de Materiales
51
Las razones básicas de su resistencia pueden atribuirse a los siguientes factores:
1) La alta tolerancia de níquel a ser aleado sin inestabilidad de fase. 2) La tendencia, cuando se le adiciona Cr, a formar capas protectoras ricas en Cr2O3 con bajo
contenido en vacantes catiónicas, restringiendo así el grado de difusión, tanto de elementos metálicos hacia el exterior, como de oxígeno, nitrógeno, azufre y otros elementos presentes en la atmósfera hacia el interior.
3) La tendencia adicional, a altas temperaturas, a formar capas ricas en Al2O3 con excepcional resistencia a la oxidación.
Fase γ’
Formada por el compuesto intermetálico Ni3(Al,Ti) en cantidades adecuadas para precipitar una alta fracción de volumen con estructura cúbica centrada en las caras, que precipita de forma coherente
con la matriz austenítica γ. El Ni se queda en las caras y el elmnto metálicos en las esquinas de la FCC.
Los cristales, diminutos y normalmente cúbicos, de la fase γ’ se incrustan en una matriz formada por
la fase γ. La principal diferencia entre las dos fases radica en que los átomos de Ni y Al están mucho
más ordenados en la fase γ’ que la fase γ.
En las aleaciones más resistentes se cree que sus mejores propiedades frente a la ruptura se deben a
la aparición de una película de fase γ’ en los bordes de grano, como consecuencia de los tratamientos térmicos y de la exposición a las condiciones de servicio.
Carburos
El carbono, añadido en niveles entre el 0,05 y el 2%, se combina con elementos reactivos como Ti, Ta, Hf ó Mo, para formar carburos de estequiometria general MC, M23C6 y M6C. (TiTaMoHaf)
Carburos MC(FCC, a la Tª de operación no son estables) Tienen estructura cúbica centrada en las caras y se forman normalmente durante el enfriamiento de las superaleaciones. Se distribuyen de forma heterogénea en la aleación, tanto en posiciones inter como transgranulares, a menudo interdendríticamente, sin que exista relación entre su orientación y la de la matriz. Se pueden meter en medio del grano y eso no es bueno. Estos carburos como TiC y HfC se encuentran entre los compuestos más estables que se conocen. El orden de formación (estabilidad decreciente) en las superaleaciones es: HfC, TaC, NbC y TiC. Este orden no coincide con el de su estabilidad termodinámica que es HfC, TiC, TaC y NbC. En estos carburos MC, los elementos M pueden intercambiarse fácilmente para dar carburos mixtos del tipo (Ti,Nb)C, pero también pueden ser sustituidos por elementos menos reactivos como Mo o W(inestables).
Carburos M23C6Aparecen en aleaciones con contenidos en Cr entre moderados y altos. Se forman durante tratamientos térmicos a baja temperatura (entre 760 y 980ºC) y en condiciones de servicio, tanto a partir de carburos MC, como a partir de carbono residual de la matriz. Cuando Mo ó W están presentes, la composición aproximada de M23C6 es Cr21(Mo,W)2C6, donde níquel y pequeñas cantidades de Co y Fe pueden sustituir al cromo.
Tecnología de Materiales
52
Estos carburos presentan una estructura cúbica compleja que, si se eliminan los átomos de carbono, se parece bastante a la estructura de la fase topológicamente compacta σ. La presencia de carburos de este tipo influye fuertemente en las propiedades de las aleaciones base níquel. La resistencia a la fractura mejora por la presencia de partículas discretas por inhibición del deslizamiento de los bordes de grano, hasta que finalmente la fractura puede iniciarse por las propias partículas o por falta de cohesión en la interfase matriz/carburo.
Carburo M6C Tienen una estructura cúbica compleja cuando el contenido en Mo y/o W es mayor del 6‐8% y aparecen típicamente en el rango entre 815 y 980ºC. Al contrario que en el caso de los más rígidos M23C6, las composiciones de estos carburos pueden variar ampliamente. Las formulaciones más típicas para M6C son (Ni,Co)3Mo3C y (Ni,Co)2W4C, aunque en el caso de Hatelloy X, se han descrito otras formulaciones. Por tanto, los carburos M6C se forman cuando Mo ó W reemplazan al cromo en otros carburos. Los carburos M6C son comercialmente más importantes que los M23C6 como precipitados de bordes de grano durante el procesado de las aleaciones de forja.
Reacciones de los carburos
Un principio importante para todas las aleaciones de alta temperatura es que se trata de sistemas químicamente dinámicos. Las fases presentes están reaccionando e interaccionando entre sí constantemente.
A temperatura ambiente lo que observamos es una estructura temporal que es la que podemos analizar y procesar.
Durante los tratamientos térmicos y en las condiciones de operación, los carburos MC tienden a descomponerse y generar carburos más altos, de los tipos M23C6 y M6C que tienden a situarse en los bordes de grano.
La reacción principal que tiene lugar en muchas aleaciones es la formación de M23C6, según la ecuación:
Así, por ejemplo,
, , , , ,
Este tipo de reacción es beneficiosa, puesto que localiza las partículas de los carburos más altos en
los bordes de grano, regenerando la fase γ’. Tanto los carburos como la fase γ’ son importantes puesto que pueden inhibir el deslizamiento de los bordes de grano.
De manera similar pueden formarse los carburos M6C. Por otra parte, M6C y M23C6 pueden formarse uno a partir del otro:
Estas reacciones llevan a la precipitación de carburos en distintas localizaciones, pero preferentemente en los bordes de grano.
Tecnología de Materiales
53
Boruros
Pequeñas adiciones de B son esenciales para mejorar la resistencia al creep de las superaleaciones. Los boruros aparecen como partículas duras con formas cúbicas o de media luna en los bordes de grano. Los boruros encontrados en las superaleaciones son del tipo M3B2 con una celdilla unidad tetragonal.
Dado que el porcentaje de boro rara vez supera el 0,03% en peso, siendo a menudo inferior al límite de solubilidad del 0,01%, la fracción de volumen ocupada por los boruros tiende a ser muy pequeña, siendo difícil observarlo en los bordes de grano.
Fases Topológicamente Compactas (TCP)
En algunas aleaciones, si la composición no ha sido cuidadosamente controlada, pueden formarse fases indeseables, bien durante los tratamientos térmicos, o más corrientemente, una vez en servicio. Estos precipitados están formados por capas con empaquetamientos compacto de átomos,
paralelas en los planos (1 1 1) de la matriz γ. Normalmente estas fases son muy perjudiciales y pueden aparecer en forma de discos, láminas o agujas, nucleándose alrededor de los carburos de borde de grano.
Las aleaciones que contienen un alto nivel de metales de transición con estructura cúbica centrada en el cuerpo (Ta, Nb, Cr, W y Mo) son más susceptibles a la formación de fases TCP.
La composición de la fase σ es (Fe, Mo)X(Ni, Co)Y, donde “X” e “Y” varían entre 1 y 7. La dureza de esta fase y su estructura laminar puede causar agrietamiento prematuro, lo que puede conducir a fractura frágil a baja temperatura, aunque sin afectar al límite elástico. Su mayor efecto es sobre la resistencia a la fractura a temperatura elevada.
La formación de fase σ hace que disminuya la concentración de metales refractarios en la matriz γ, haciendo disminuir su resistencia y cae la Tª de operación.
La fractura a alta temperatura puede ocurrir a lo largo de las láminas de fase σ en lugar de seguir el normal camino intergranular, dando lugar a una pronunciada reducción de la vida de fractura. El efecto perjudicial de la fase μ está menos estudiado.
TIPOS DE SUPERALEACIONES BASE NÍQUEL
El grupo de superaleaciones base níquel más importante es el formado por aquellas reforzadas por precipitaciones de compuestos intermetálicos en una matriz cúbica centrada en las caras. El
precipitado endurecedor es la fase γ’.
Otro grupo es el formado por aquellas endurecidas fundamentalmente por disolución sólida, aunque parte de su resistencia deriva también de la precipitación de carburos producida tras el tratamiento de envejecimiento.
Tecnología de Materiales
54
Un tercer grupo, comprende las aleaciones endurecidas por dispersión de óxido (OSD), endurecidas por precipitación de partículas inertes tales como óxido de itrio que, en algunos casos, puede ir
también acompañada de precipitación γ’.
Las superaleaciones base níquel son demasiado complejas para que opere un solo mecanismo en todo el rango de esfuerzos y temperaturas de servicio.
Para simplificar, distinguiremos entre las aleaciones con pequeña o nula diferencia entre los
parámetros de red de las fases γ y γ’, y aquellas en que esta diferencia es muy grande.
Grandes diferencias en el parámetro de red parecen favorecer la resistencia a temperaturas bajas, pero son decididamente perjudiciales en cuanto a su resistencia al creep.
Las aleaciones que presentan pequeña o nula diferencia antes de entrar en servicio pueden desarrollar durante la exposición a altas temperaturas, dando lugar a una pérdida de resistencia al creep.
Por otra parte, el coeficiente de expansión térmica es mayor para la fase γ que para γ’, de manera
que es deseable producir aleaciones en la que el parámetro de red de γ sea algo menor que el de γ’, para que la diferencia sea lo mejor posible a la temperatura de trabajo.
RESISTENCIA A LA DEFORMACIÓN DE LAS SUPERALEACIONES BASE NÍQUEL
Las propiedades más significativas de las superaleaciones en relación con su uso a temperaturas elevadas son la resistencia al creep y la carga de rotura.
Para hacer una descripción completa del comportamiento frente al creep de una aleación es necesario determinar la dependencia de la tensión de creep y el punto de fractura con tres variables: esfuerzo, temperatura y tiempo.
Con este propósito deben llevarse a cabo un gran número de ensayos de creep bajo condiciones variables.
La correlación de los resultados de tales ensayos con el fin de extrapolar para condiciones distintas de las ensayadas, se lleva a cabo por el uso de fórmulas empíricas, de las que las más conocidas son las de Larson‐Miller.
Con estas fórmulas se calcula un parámetro temperatura‐tiempo, de la siguiente forma:
. 20 log
Donde T es la temperatura y t el tiempo en horas.
El esfuerzo para producir valores específicos de deformación por creep, por ejemplo, 0,1; 0,2; …; 0,5% o fractura, se representa frente a ese parámetro P para obtener una familia de curvas que proporcionan un indicación razonablemente buena del comportamiento de cada aleación en el rango de condiciones experimentales cubiertas y que pueden ser extrapoladas en alguna extensión sin gran riesgo de error.
Tecnología de Materiales
55
Tales curvas resultan particularmente valiosas para comparar el comportamiento de diferentes aleaciones y elegir la más adecuada para una aplicación concreta.
Nimonic 75 80A 90 115 Al + Ti (%) 0,4 3,6 4 9
TRATAMIENTOS TÉRMICOS Y PROCESOS DE FABRICACIÓN
Una superaleación se fabrica fundiendo una pieza de níquel y agregando Al, Cr y pequeñas cantidades de otros metales como Ti y W. Luego, la mezcla líquida se enfría apareciendo entonces
una masa de fase γ, ya que su punto de solidificación es superior al de la fase γ’.
Cuando la aleación experimenta un posterior enfriamiento, precipitan pequeños cubos de fase γ’ dentro de la matriz de fase γ.
El tamaño final de las partículas de γ’ se controla variando la velocidad de enfriamiento del material.
La mayor resistencia mecánica la presentan superaleaciones con una fracción de volumen de γ’ cercana al 60%. Sin embargo, cuando las piezas en servicio se exponen a elevadas temperaturas, los
pequeños cristales de γ’ tienden a crecer.
Tecnología de Materiales
56
Tratamientos térmicos
Para conseguir buenas propiedades mecánicas a elevadas temperaturas y mantenerlas a pesar de su exposición a muchos ciclos de uso, se han ideado complejos tratamientos térmicos.
Un procedimiento típico consiste en calentar la aleación a una temperatura relativamente elevada, enfriarla rápidamente y envejecerla luego a una temperatura más baja con el fin de conseguir el
adecuado tamaño y la oportuna distribución de los cristales de γ’.
Superaleaciones endurecidas por precipitación de γ’ Un diagrama de fase de los elementos en disolución sólida
frente a formadores de γ’, pueden aclararnos este problema. En la práctica, el tratamiento térmico tiene dos partes fundamentales: a) Recocido a una temperatura lo
suficientemente elevada para que la aleación sea una disolución sólida homogénea. Los objetivos del tratamiento son: a) Disolver los precipitados de
γ’ producidos durante el conformado en caliente
b) Homogeneizar los elementos
formadores de γ’ en la disolución sólida.
c) Controlar el tamaño de grano. Pueden disolverse carburos del tipo M23C6. La temperatura requerida aumenta
desde los 950 hasta los 1200ºC conforme aumentan los elementos formadores de γ’, es decir, conforme aumenta su fracción de volumen.
b) Recocido en la región de fase heterogénea γ/γ’ con el objetivo de controlar la precipitación de ésta última con respecto a la fracción de volumen, tamaño, morfología y distribución. Estas características estructurales dependen de la temperatura, tiempo que se mantiene constante tal temperatura, velocidades de enfriamiento y número de etapas del tratamiento térmico.
Superaleaciones endurecidas por disolución sólida El tratamiento consiste en un recocido a temperatura suficientemente elevada para disolver todos los precipitados y mantener la temperatura durante el tiempo necesario para conseguir el tamaño de grano adecuado. Por otra parte, lo álabes de turbinas no se someten a tratamientos térmicos sino que se obtienen directamente por métodos de fundición.
Tecnología de Materiales
57
Procesos de fabricación
Las superaleaciones base níquel se funden en hornos de inducción al aire o en vacío. Este último procedimiento permite eliminar, además gases disueltos, el efecto perjudicial de elementos de bajo punto de fusión como Pb, Te, etc. Si el horno es de arco, no se puede realizar la fusión en vacío.
El proceso seguido es similar para todas las superaleaciones, fundiendo primero los componentes mayoritarios (Ni, Cr, Mo, Co, etc.), añadiéndose a la mezcla fundida los elementos endurecedores Ti y Al finalizando con los elementos maleabilizantes B, Zr, Mg, etc.; poco antes de la colada. La temperatura de colada para estas aleaciones se sitúa entre 1450 y 1550ºC.
El tratamiento pulvimetalúrgico aplicado a las superaleaciones de níquel consiste en fundir la aleación en un horno de inducción en vacío situado en la parte superior de una torre atomizadora de 6 m. de altura. El fundido se hace pasar por una boquilla de pequeño diámetro al tiempo que los propulsores de argón a alta presión rompen la corriente líquida en finas gotas que solidifican al caer a lo largo de la torre. El polvo se recoge y almacena bajo argón, sometiéndolo después bien a extrusión en caliente, bien a compresión isostática. La principal ventaja de la compresión isostática en caliente (HIP) es mejorar la homogeneidad y estructura de grano de componentes de gran tamaño.
Métodos de unión
La gráfica representa la soldabilidad de las superaleaciones base níquel en función de los contenidos de Ti y Al. Las que tienen bajos contenidos de estos elementos (por debajo de la línea de puntos) son fácilmente soldables por procedimientos convencionales.
Las principales ventajas de la soldadura como método de unión son su bajo corte, bajo peso y alta resistencia.
ESTABILIDAD SUPERFICIAL DE LAS SUPERALEACIONES
Corrosión a baja temperatura
En las superaleaciones base níquel, se precisan altos contenidos en cromo para una buena resistencia a medios corrosivos tales como disoluciones acuosas y ácidos a baja temperatura.
Oxidación y corrosión a alta temperatura
Cuando un metal se expone a la acción del oxígeno seco, la relación directa que tiene lugar es:
12 .
Tecnología de Materiales
58
Si el metal es divalente, o en general:
. 2 .
Siempre que la presión parcial de oxígeno sea suficiente para desplazar el equilibrio hacia la derecha.
Dado que las presiones parciales del oxígeno son pequeñas a cualquier temperatura para todos los metales excepto para los metales nobles, se formarán capas de óxido. El grado de oxidación, expresado en función del cambio de peso de la muestra, viene dado por:
• Lineal:
∆ ó
• Parabólico: ∆
∆ ó
Donde ∆m es el cambio de peso, t es el tiempo, A el área de la muestra y KP es la constante parabólica de velocidad.
La conclusión más importante es que la velocidad de oxidación decrece con el tiempo debido a que la capa de óxido formado actúa como barrera protectora inhibiendo la oxidación posterior.
Al considerar la oxidación de una aleación, la expresión pasa a ser:
(i 1, 2, 3, …, n elementos de aleación)
Por tanto, las condiciones termodinámicas de la formación de óxidos están controladas por las actividades de los componentes metálicos en la aleación, la presión de oxígeno en el gas y las afinidades relativas de los elementos metálicos por el oxígeno.
BARRERAS TÉRMICAS(MULTICAPA)
Una barrera térmica o TBC es un recubrimiento multicapa, siendo la más externa de cerámica aislante y la más interna una capa metálica.
La capa cerámica externa tiene unos 5 a 15 mils (0,127 a 0,381 mm.) de espesor, mientras que la capa metálica tiene un espesor de 3 a 5 mils (0,076 a 0,127 mm.). Dependiendo de la conductividad térmica de la cerámica, del espesor del recubrimiento y del flujo de calor creado por el diseño y configuración de un componente en particular, se
ZrO2 + Y2O3 (cerámico)
Al2O3
ZZZooonnnaaa dddeee dddiiifffuuusssiiióóónnn
Tecnología de Materiales
59
pueden crear gradientes de temperatura de varios cientos de grados. El recubrimiento de óxido de circonio estabilizado con un 6‐8% de óxido de itrio ha sido elegido por su baja conductividad térmica y su relativamente elevado (para tratarse de un material cerámico) coeficiente de expansión térmica.
Por su parte, la capa metálica, depositada normalmente por proyección de plasma, suele ser del tipo MCrAlY, y su función es proteger el material base de la oxidación, ya que el paso de oxígeno no está impedido sino favorecido por el depósito cerámico.
TIPOS DE CORROSIÓN
Básica Ácida (O2 + SO3 + Na2SO4) Corrosión inducida por
azufre Inducida por aleación Inducida por la fase
gaseosa
Sistemas susceptibles Aleaciones con % Cr y Al bajo
Aleaciones con altos % de Mo, W
Prácticamente todas en función de PSO3 y V2O5
Aleaciones con 1‐6% de Al
Métodos de inhibición Aumentar el % de Cr y Al para formar Cr2O3 y Al2O3
Disminuir los metales refractarios Aumentar el Cr
Añadir Si3N4 para formar SiO2
Al > 10% > Co en aleaciones con < 6% Al
Otros factores que contribuyen Carburos Cloruros
Tecnología de Materiales
60
DESGASTE
DEFINICIONES
Adhesión
Transferencia de un material que desliza contra otro, el más blando de los dos es el que más desgaste sufre. En la mayoría de las aplicaciones prácticas, las superficies están lubricadas de algún modo y el tipo de desgaste que tiene lugar se denomina desgaste por deslizamiento con lubricación. Sin embargo, en algunas aplicaciones de ingeniería y en muchas investigaciones de laboratorio, las superficies se desplazan en aire sin que haya un lubricante añadido. El desgaste que tiene lugar entonces, se denomina desgaste por deslizamiento en seco, aunque normalmente tiene lugar en aire con un grado de humedad considerado.
Abrasión
En el contacto entre dos materiales siempre vamos a tener partículas duras, procedente del mismo material o de agentes externos.
Cuando haya muchas partículas duras, el mecanismo predominante pasará a ser el de abrasión en lugar de adhesión.
Erosión
Es la pérdida del material de forma superficial, provocada por acciones mecánicas como impactos de partículas duras y rozamientos.
ECUACIÓN DE ARCHARD
Es un modelo matemático para cuando hay deslizamiento, siendo la adhesiónel mecanismo de desgaste predominante.
Siempre tendremos una rugosidad superficial. Estos serán los primeros puntos en contacto con el material. Por lo general suelen ser irregulares y diferentes; el modelo de Archard supone que la superficie deformable se halla compuesta sólo por un gran número de asperezas semisféricas de igual radio de curvatura R y cuyas alturas se hallan distribuidas de manera uniforme.
Por la modificación de la superficie durante el desgaste, el modelo es lo suficiente aproximado.
Tecnología de Materiales
61
• Carga normal en cada contacto puntual (δW):
. .
P ≡ presión de deformación plástica ≅ H (dureza) R ≡ radio de aspereza superficial
• Volumen de material desgastado (semiesfera) (δV):
2. .3
o Coeficiente adimensional de desgaste:
3
Κ ≡ fracción de contactos que generan partículas de contacto
• Volumen desgastado por unidad de distancia recorrida (δQ):
.2.
. .3
• Volumen desgastado total:
3. .
• Carga normal aplicada total:
. .
Por tanto:
.3.
.
• Coeficiente dimensional de desgaste:
Conclusiones:
− La ecuación implica que para un sistema de deslizamiento dado, el volumen del material es proporcional a la distancia recorrida y a la carga normal aplicada.
− La ecuación de Archard es un medio útil para descubrir la velocidad de desgaste mediante el coeficiente K.
Tecnología de Materiales
62
MAPAS DE MECANISMOS DE DESGASTE
Método útil para representar los diversos mecanismos de desgaste, se utilizan los llamados mapas de desgaste.
Para el desgaste de aceros en aire en un tribómetro tipo “pin on disc” se obtiene el mapa de la siguiente figura:
Aceros bajo contacto punzón sobre disco:
ó ó
H ≡ dureza por penetración del material más blando
REGÍMENES Y MECANISMOS DE DESGASTE DE ACEROS EN SECO
I. Asociado con presiones muy elevadas, tiene lugar un gran desgaste superficial (desgaste severo). Este régimen corresponde al crecimiento catastrófico de uniones entre asperezas, hasta que el área real de contacto se hace igual al área de contacto aparente. El límite de este régimen puede calcularse mediante el modelo de crecimiento de unión. Da lugar al gripado.
Tecnología de Materiales
63
II. Corresponde a altas cargas y velocidades relativamente bajas, para las cuales se perfora la fina capa de óxido superficial del acero en los contactos entre asperezas, se ejercen elevadas fuerzas de tracción superficiales y se forman arranque de partículas metálicas. Efectos térmicos despreciables.
III. Para cargas bajas, la capa de óxido no se perfora y tiene lugar una baja proporción de desgaste suave debido al arranque de partículas de la propia capa de óxido, que no llega a perforarse. Igual que en el régimen II, los efectos térmicos son despreciables.
IV. Para cargas y velocidades altas la fuerza de rozamiento es tan alta y la conducción térmica tan ineficaz para eliminar el calor de la interfase que tiene lugar la fusión. Aunque esto da lugar a un coeficiente de fricción , las fuerzas viscosas en la capa fundida continúan disipando energía y el desgaste es más rápido y severo, siendo eliminado el material en forma de gotas líquidas. Este tipo de desgaste severo se utiliza para el “corte por fricción”, en el que el material se corta mediante un disco de acero que gira a alta velocidad con un perímetro muy pulido. Los efectos térmicos son muy importantes.
V. Desgaste suave. Baja presión de contacto y alta velocidad. Temperatura de contacto < Tm. Desgaste por oxidación.
VI. Hot spots. Desprendimiento de partículas de óxido de ≅ 10 μm.
VII. Calentamiento en el punto de contacto. Suave‐severo en función de la carga.
VIII. Formación de martensita en la interfase. Temple por conducción de calor. Desgaste suave por desprendimiento de óxido. (Martensita-muy dura).
Desgaste en seco. Morfología de las partículas de desgaste
• Disco(planas y redondeadas): o Deformación plástica(adhesión=Archard) o Propagación de grietas bajo la
superficie
• Cuñas redondeadas y esferas: o Propagación de grietas de fatiga
(bajo N y alto S) o Esfeoidización por calor
• Cintas o virutas(como torneado): o Abrasión por asperezas duras
(partículas de desgaste; inclusiones no metálicas)
Desgaste con lubricación. Regímenes según el espesor de la película
í í
Si cada superficie tiene una rugosidad (R) diferente (RA, RB), el término de rugosidad será:
W (mm3)
d (m)
WC
W (mm3)
PTFE
El latón sufre desgaste severo incluso con cargas bajas. El acero inoxidable es duro y tiene un comportamiento lineal incluso en el cambio de suave a severo. Bajo una cierta carga (carga crítica) se produce este cambio de magnitud en el desgaste debido a que al principio solamente arrancas los óxidos superficiales (duros) pero a partir de la carga crítica perforas la capa de óxido superficial y llegas a la matriz de base hierro que es más blanda y produce el cambio a desgaste severo.
Tecnología de Materiales
64
Clasificación:
3 Régimen hidrodinámico (materiales perfectamente separados)
1 3 Régimen mixto o elasto‐hidrodinámico
1 Lubricación límite, el lubricante no separa de manera efectiva y hay contacto entre los materiales.
Un aumento de la carga normal sobre el contacto, una disminución de la velocidad o una disminución de la viscosidad del lubricante, tiende a reducir el espesor de la película. Bajo condiciones hidrodinámicas o elasto‐hidrodinámicas, cuando no hay contacto entre las asperezas, el grado de desgaste será muy bajo.
Si λ baja de 3, sin embargo, podrá haber contacto entre algunas asperezas y entramos en el régimen mixto o elasto‐hidrodinámico parcial. El grado de desgaste será ahora más alto. Para λ < 1, sólo la presencia de lubricantes límite o sólidos puede evitar que el grado de desgaste suba hasta el nivel encontrado en un sistema sin lubricación; tales lubricantes son también muy valiosos para disminuir el grado de desgaste en el régimen elasto‐hidrodinámico parcial (EHL).
El diagrama de transición IRG representa los mecanismos con lubricación sobre un mapa cuyas coordenadas representan la carga normal y la velocidad de deslizamiento. Los límites entre regímenes se determinan a partir de experimentos con contactos conformacionales, como la máquina de 4 bolas o las geometrías de esfera o plano sobre cilindro.
El régimen I corresponde al elasto‐hidrodinámico parcial. El coeficiente de fricción se sitúa entre 0,02 y 0,1 y permanece constante por largos períodos de tiempo después de un breve período transitorio de valor más alto. El grado de desgaste puede ser elevado durante este período inicial, pero disminuya rápidamente y continúa disminuyendo con la distancia recorrida hasta que llega a ser muy pequeño.
Este comportamiento puede explicarse de la siguiente forma: en el período inicial las fuerzas de rozamiento llevan al calentamiento local y a la oxidación de las asperezas y el material se elimina por desgaste oxidativo.
Este régimen puede describirse como desgaste suave. Según se van eliminando las rugosidades más altas de la superficie por desgaste, el valor efectivo de λ aumenta, y las condiciones cambian de EHL parcial o total. Por tanto, tanto la fricción como el desgaste disminuyen hasta alcanzar valores bajos y estables.
Régimen II
Régimen I
Régimen III
W (kN)
2
1,5
1
0,5
0,001 0,01 0,1 1 Us 10 U (m/s)
Para capas muy delgadas (λ<1) – LUBRICACIÓN LÍMITE
Hay una capa molecular de lubricación pero no se produce el contacto entre los materiales. Es un aceite base con aditivos que hace que las moléculas interaccionen con la estructura del metal. Tiene una cabeza polar que se orienta hacia el metal (a su carga +), la cabeza tiene carga (‐). La cabeza es orgánica (elementos S, N, P, O). La cola es no polar y es petróleo. Al orientarse expulsa el hidrocarburo y siempre queda lubricante en el contacto.
Este tipo de lubricante se utiliza cuando hay altísimas presiones entre los elementos en rozamiento para así al menos tener una separación de 2 moléculas entre metales y disminuir el rozamiento.
NOTA: Si λ>3 se puede tener un alto coeficiente de fricción por el rozamiento de las capas de lubricante consigo mismo.
Tecnología de Materiales
65
En el régimen II, el coeficiente de fricción inicial es más alto que en el régimen I, típicamente entre 0,3 y 0,4 para aceros. El grado de desgaste es también más alto, aunque aún tolerable para algunas aplicaciones de ingeniería. En este régimen predomina la lubricación límite; los efectos de la película de lubricarse son despreciables debido a las altas presiones de contacto y los consiguientes bajos
valores de λ. Después de un período inicial más largo que en el régimen I, μ disminuye (hasta ≈ 0,1), esta caída se asocia con la oxidación general de las superficies en contacto. Al aumentar el desgaste y hacerse las superficies más lisas, λ aumenta, el efecto de la película puede hacerse importante y se puede llegar a condiciones de EHL parcial o total. El desgaste bajo condiciones de equilibrio en el régimen II es de carácter oxidativo, aunque el mayor desgaste inicial se asocia con mecanismos adhesivos que implican contactos entre asperezas desprotegidas.
En el régimen III, las condiciones son tan severas que ninguna película de lubricante puede evitar el contacto entre asperezas. Las superficies se comportan como en el desgaste en seco y el desgaste progresa rápidamente. Los coeficientes de fricción típicos se sitúan entre 0,4 y 0,5 con k mayor de
10 .
El término scuffing se emplea a menudo para describir este régimen de desgaste en contactos concentrados, que se asocia con la ruptura de la lubricación.
MÉTODO DE PREVENCIÓN DEL DESGASTE DE METALES
Desgaste adhesivo
1‐ Pequeño tamaño de grano. Refinado de la estructura 2‐ Endurecimiento por dispersión de finos precipitado
Desgaste abrasivo
1‐ La dureza superficial debe ser mayor que la de las partículas abrasivas
2‐ Tratamientos térmicos:
a. Nitruración
b. Carburación
c. Difusión de elementos de aleación: B, V, Cre
3‐ Recubrimientos superficiales:
a. Láser
b. Plasma
c. Implantación iónica
4‐ Partículas blandas:
a. PTFE
b. MoS2
c. Grafito
d. In
Tecnología de Materiales
66
DESGASTE DE METALES POR EROSIÓN
Se produce por el impacto de partículas.
Ecuación del modelo:
. .
E ≡ pérdida de peso de material por unidad de peso de partículas incidentes
v ≡ velocidad de las partículas incidentes q ≡ ángulo de incidencia de las partículas con respecto al plano de la superficie
El arranque dependerá de la velocidad y del ángulo.
Cuando el material es dúctil puede absorber la energía del impacto sin pérdida de masa, pero teniendo una deformación. Sin embargo, con ángulos de impacto pequeños (<20º) los materiales dúctiles pueden sufrir pérdida del material.
En el caso de materiales frágiles, mientras no haya grietas no habrá casi pérdidas de material. Cuando el ángulo de incidencia es de 90º, el daño es mayor, propagando la grieta hacia el interior de la matriz.
DESGASTE DE MATERIALES CERÁMICOS
Cerámicos técnicos de alta resistencia (HV > 15 GPa, KIC > 4 MPa)
Son materiales avanzados que tienen un comportamiento mejorado. Se utilizarán para reforzar materiales.
Aplicaciones:
Al2O3 Herramientas de corte. Mejoran a los aceros rápidos. ZrO2 Guías y moldes en procesos de fabricación. Si3N4 Rodamientos. Cojinetes. SiC Rodamientos lubricados por agua. Cierres y sellado mecánico.
E
q 90º 20º
n
2,3 – 2,8 Materiales dúctiles: hay deformación, se puede incluso adherir la partícula al chochar contra el material. La masa aumenta.
2 – 4 Materiales frágiles: se produce pérdida del material, y si hay grieta da lugar a su propagación.
Tecnología de Materiales
67
Regímenes de desgaste en cerámicos
Desgaste suave:
10
Tamaño de partícula ≈ 0,1 (tamaño de grano)
Rugosidad máxima ≈ 0,1 (tamaño de grano) Desgaste severo:
10
Tamaño de partícula ≈ tamaño de grano
Severidad mecánica del contacto
,1 10. . . √
Severidad térmica del contacto
,t.Δ
.. .. .
μ ≡ coeficiente de fricción
Pmax ≡ presión máxima
d ≡ longitud de la grieta
KIC ≡ resistencia de la fractura
∆TS ≡ resistencia al shock térmico
γ ≡ coeficiente de partición de calor
v ≡ velocidad de deslizamiento
W ≡ carga aplicada
κ ≡ conductividad térmica
Hv ≡ dureza Vickers
ρ ≡ densidad
c ≡ calor específico
Severo
Suave
Sc,m
Sc,t
0
56
10
15
20
10‐3 10‐2 0,04 10‐1 100
Tecnología de Materiales
68
CORROSIÓN
CLASIFICACIÓN DE LOS TIPOS DE CORROSIÓN
OXIDACIÓN SECA DE METALES
a) Óxido no protector o poroso Permite la difusión de O2 desde el exterior hacia el metal El suministro de oxígeno es constante La velocidad de crecimiento de la capa de óxido es constante (lineal)
. ≡ espesor de la capa de óxido ≡ tiempo
O2 Metal
y
y
t
C2
Extensión del ataque
Uniforme o generalizada
Selectiva Uniforme
Localizada
Geometría o morfología
del ataque
Intersticial
Por hendiduras (crevice)
Por picaduras (pitting)
Intergranular
Transgranular
Corrosión bajo esfuerzos aplicados
Corrosión – erosión
Corrosión – fricción
Corrosión – fatiga
Cavitación
Corrosión bajo tensiones (SCC) -stress corrosion cracking
Tecnología de Materiales
69
b) Óxido protector Su velocidad de crecimiento:
− Está limitada por la difusión de iones
− Es proporcional al espesor de la capa de óxido La concentración de oxígeno disminuye de manera uniforme durante el proceso de oxidación
.1
. ó
2.
RELACIÓN DE PILLINGBEDWORTH
.2.
ó
.. .
M ≡ peso molecular del óxido
m ≡ peso atómico del metal
D ≡ densidad del óxido d ≡ densidad del metal
Óxidos protectores: 1 ≤ R ≤ 2
MECANISMOS DE CRECIMIENTO DE ÓXIDOS
O2
(a)
Entra una molécula de oxígeno sin carga, con dos átomos entrelazados (molécula diatómica, es decir con dos átomos entrelazados).
y
t
Tecnología de Materiales
70
TIPOS DE CORROSIÓN
Corrosión uniforme
También llamada “corrosión generalizada”. Afecta a todo el metal por igual, es decir, un ataque uniforme, de manera que el metal pierde su brillo volviéndose rugoso, se produce lo que podemos denominar interacción del metal con los elementos del medio.
Crece con velocidad constante afectando a todo el metal por igual, es la corrosión ideal.
Depende del potencial químico de las sustancias que rodean al material.
• Podría llevar a un fallo de la estructura por disminución del espesor del material
• Dado que es fácilmente detectable, las piezas son normalmente reparadas antes de que existan riesgos estructurales
• La vida de los equipos puede ser estimada mediante medidas simples (mm/año, mg/día/dm2)
(d)
Difusión de cationes metálicos y aniones óxido mientras que los electrones solo pueden ir hacia fuera. Permite la red cristalina de óxido la difusión de aniones y cationes. Difusión de todos.
Mn+ 2 O2‐
(4+n) e‐
(c)
Difusión O2‐ de la capa de óxido hacia el metal y de la capa de electrones del metal hacia fuera (interfase óxido‐metal).
(b)
No permite la entrada de óxido pero sí la difusión de cationes metálicos, con flujos de electrones del metal hacia fuera (flujo de cationes hacia fuera interfase aire‐óxido).
M → Mn+ + n e‐
Mn+
n e‐
71
Corrosión selectiva(*)
Corrosión selectiva uniforme del latón: se puede producir en sistemas de elementos binarios. Diremos que es uniforme porque todo el metal va a estar corroído igual, pero, sin embargo, es selectivo porque sólo ataca a un elemento de la aleación.
Un clarísimo ejemplo de este tipo de corrosión es el de latones con alto contenido en zinc (> 35%) ó en medios ácidos. En este caso es selectivo porque sólo ataca al zinc, pero es uniforme porque ocurre en toda la pieza por igual, es decir, toda la pieza va a estar corroída y no se va a diferenciar.
Corrosión selectiva localizada: en el caso de los latones se va a producir en aquellos que tienen un bajo contenido en zinc o en medios neutros o básicos; en este caso se producirá la corrosión no afectando a toda la pieza sino a unos puntos determinados de ésta.
Este tipo de corrosión se caracteriza por:
• Ser difícil de detectar
• Sus consecuencias son difíciles de prever
• Debido a la relación entre el área anódica y catódica la velocidad puede ser muy importante
• Es muy peligrosa
Otro tipo de aleaciones que pueden sufrirla son:
Aleaciones de bronce: bronces aluminios (Cu‐Al) y al silicio (Cu‐Si), las cuales pierden Al ó Si Fundiciones de hierro:
Fundiciones grises: pérdida de hierro total de la red (grafitización). Resulta una masa porosa constituida por grafito, poros y óxido. El Fe reaccionará antes que el grafito C (pues aquí el carbono está segregado), cada vez hay más grafito y menos Fe, el material pierde resistencia mecánica y se fractura con facilidad
Fundiciones blancas (el carbono está inmerso en la red cristalina del Fe), maleables y dúctiles: no presentan corrosión selectiva
Corrosión por picaduras
Es una forma de corrosión localizada, la pieza presenta un aspecto externo parecido al de corrosión selectiva ampliada, aunque no tiene nada que ver con el de la corrosión selectiva.
Origina picaduras en un área pequeña que pueden alcanzar una profundidad considerable. Los puntos pueden penetrar completamente el material, creando un poro de gran longitud debajo de la superficie. Por el contrario, la corrosión selectiva es un fenómeno superficial.
Tecnología de Materiales
72
La densidad de picaduras puede variar formándose a veces picaduras aisladas, que son el caso más peligroso, debido a la elevada relación de áreas anódica y catódica.
. . .
Si la superficie anódica es muy pequeña, se favorece la circulación de la corriente, siendo éste el que provoca la corrosión.
La corrosión por picaduras se da en metales pasivos, en presencia de ciertos iones agresivos. Se da en metales que forman óxidos protectores. Los agentes causantes son aniones de tipo cloruros o halogenuros en general.
También se da en procesos químicos en los que intervienen percloratos (éstos solo aparecen en procesos industriales).
Entre los metales más expuestos están los aceros inoxidables, el aluminio y sus aleaciones.
Las distintas formas serían:
Mecanismo de la corrosión por picaduras
Se propaga en vertical, una vez penetrada la capa de óxido.
El catión metálico reacciona con el H2O, dando lugar a un hidróxido metálico más protones. Los protones son las cargas positivas, bajan el PH formando un medio ácido.
. .
Óxido Cl‐
Metal Mn+
Defecto
Tecnología de Materiales
73
El defecto no tiene porqué atravesar la capa completa de óxido, con que haya un defecto pequeño, éste provocará la concentración de humedad y el aumento del potencial electrolítico que hará que la picadura se propague hasta el metal.
Los cloruros Cl‐, atravesarán los protones, reaccionando. Mientras que los átomos metálicos van saliendo, los cloruros en el metal.
Por tanto:
• Presencia de humedad, favorecerá la formación de protones
• El cloruro reaccionará con los protones formando ácido clorhídrico
Los cloruros se encuentran normalmente en la humedad atmosférica, formando NaCl.
Las zonas laterales a la grieta quedan protegidas porque ahí no se forma protones. De este modo la picadura avanza siempre verticalmente.
Medidas preventivas
Seleccionar el material en función del medio corrosivo y de las condiciones de servicio.
Entre los aceros inoxidables:
La adición de un 2% de Mo al acero inoxidable AISI 304 da lugar al acero inoxidable AISI 316, mucho más resistente a las picaduras
El AISI 316 puede usarse a veces en agua de mar, al contrario que el 304
La resistencia a las picaduras, de forma genérica, será:
Titanio > Aceros inoxidables superferríticos (30 Cr – 4 Mo) >
> Aceros inox. Superausteníticos (20 Cr – 18 Ni – 6 Mo – 0,2 Ni) > Hastelloy (Ni/Cr/Fe) >
> Acero inoxidable AISI 316 > Acero inox. AISI 304
Índice de picaduras
% 3,3. %
Sirven para comparar distintas aleaciones que tengan el Cu como óxido protector.
Si queremos comparar dos superaleaciones no sirve de nada este índice.
Hay otros elementos que influyen también en la generación de la corrosión por picaduras además del Cr y Mo.
+
–
Superaleaciones
Base níquel
Aceros dúplex (austenoferríticos)
Aceros inoxidables convencionales
% Ni
Índice de picaduras
Tecnología de Materiales
74
PREN (Pitting Resistance Equivalent Number)
% 1,5. % % 0,5.%
Es muy susceptible de combinar con cloruros, por lo que, al actuar como catalizadores aumentará la velocidad de corrosión.
Corrosión intersticial
Este tipo de corrosión es también una forma de corrosión localizada. Ocurre en zonas protegidas (cubiertas).
La corrosión intersticial va asociada a la existencia de zonas con pequeños volúmenes de disolución cuya renovación y oxigenación es difícil.
Corrosión intergranular
Sensibilización de los aceros inoxidables austeníticos
Los aceros inoxidables austeníticos contienen C suficiente (> 0,02%) para difundirse en los bordes de grano combinándose con cromo.
Dado que el Cr (> 13%) es el que hace que el acero sea inoxidable, su disminución en los bordes de grano provoca la corrosión intergranular se dice que la aleación está sensibilizada.
Un factor determinante para este tipo de corrosión (Weld Decay) es el tiempo de permanencia en el intervalo de temperaturas de sensibilización.
Métodos preventivos
Tratamientos post‐soldadura, con calentamiento por encima de las temperaturas de sensibilización seguido de enfriamiento rápido
A altas temperaturas se disuelve el carburo de cromo formado Con el enfriamiento rápido se evita que se formen nuevamente carburos
Usar aceros inoxidables con contenido en C < 0,02% “extra low carbon steel”, como AISI 304L ó 316L
Añadir elementos con mayor afinidad por el carbono que el cromo (estabilizadores) titanio, niobio (AISI 347 y 321)
CORROSIÓN BAJO ESFUERZOS MECÁNICOS
Corrosión – erosión
Origen: movimiento relativo entre un fluido y la superficie metálica
Materiales susceptibles: metales que forman capas de óxidos protectores: Al, aceros inox., etc.
Causa: eliminación y dificultad de reposición de las películas
Tecnología de Materiales
75
Tipo de ataque: localizado direccional. Genera una superficie de aspecto brillante sin depósitos de corrosión. Marcas de herradura
Mecanismos:
1‐ Corrosión incrementada por la erosión (EEC): el ataque se limita a la película de óxido 2‐ Erosión incrementada por corrosión (CAE): el ataque afecta a la capa de óxido y al metal base
Prevención: aplicación de recubrimientos duros (cladding)
EEC Corrosión incrementada por erosión (partículas duras)
Es menos peligrosa para materiales de alta resistencia, ya que la capa afectada será la superficial de óxido, los materiales o aleaciones capaces de recuperar esa capa de óxido no tendrán ningún problema, aún encontrándose en un medio oxidante.
CAE Erosión incrementada por corrosión
Puede llegar a afectar al metal base, a haberse llevado toda la capa de óxido, y teniendo los granos al descubierto. Un material convencional fallará muy rápidamente. A no ser que las condiciones sean muy agresivas, en materiales resistentes a la corrosión, siempre podemos recuperar la capa de óxido. En aceros inoxidables convencionales será necesaria la aplicación de recubrimientos de otro material, cuyos óxidos protectores sean más estables (aleaciones base níquel). El problema de estos recubrimientos es su precio usándose sólo en lugares donde su aplicación resulte imprescindible.
Corrosión – cavitación
Se debe al proceso hidrodinámico de cavitación. Puede considerarse un caso particular de corrosión–erosión.
Cuando en un sistema de transporte líquido la presión desciende (localmente) por debajo de su presión de vapor, se forman burbujas de vapor. Estas burbujas chocan con las paredes, a alta velocidad, colapsando y produciendo ondas de choque con presiones del orden de 1,5 GPa.
El número de burbujas que implotan en una pequeña área puede ser de millones por segundo, por lo que los daños son grandes.
Corrosión por fatiga
Depende de la agresividad del medio corrosivo:
La velocidad de propagación es mucho mayor en medios agresivos (ej: agua de mar vs. atmósfera)
La presencia del medio corrosivo también reduce el tiempo necesario para la iniciación de las grietas
Los medios corrosivos no son específicos: cualquier medio que corroa un metal reduce su resistencia a la fatiga.
De este modo, las variables que condicionan la agresividad del medio (pH, Tª, oxígeno, etc.), influyen sobre el proceso, modifican el límite de fatiga.
Tecnología de Materiales
76
Corrosión bajo tensiones
La corrosión bajo tensiones produce el deterioro del material debido a la presencia de tensiones aplicadas o residuales y de un medio corrosivo simultáneamente.
Dado que suele conducir a la fractura, se conoce como “stress corrosion cracking”.
Fragilización por hidrógeno
Reducción de la tenacidad sin necesidad de daños internos.
Origen: proceso de fabricación: soldadura, moldeo (4‐5 cm3/100 g)
Ej: Laminación en caliente: no hay fragilización ( H2)
Forja de grandes espesores: el hidrógeno queda retenido
Variables: configuración de esfuerzos, velocidad de deformación, temperatura, tiempo, microestructura (perpendicular a la superficie), resistencia mecánica del material.
Localización: en aceros de matriz ferrítica la solubilidad del hidrógeno es muy baja, pero se concentra en las interfases: borde de grano, interfases con precipitados no coherentes.
Resistencia a la fragilización por hidrógeno
Martensita < Bainita superior < Perlita < Bainita inferior < Martensita totalmente revenida
H2e‐ e‐
H
H+ H+
H
2
4 3
Fragilización reversible: TT
Fragilización irreversible:
Tensión Aplicada
Material Susceptible
Medio Corrosivo
CBT
Recommended