T E S I S - Sección de Estudios de Posgrado e Investigación

Transcripción

INSTITUTO POLITECNICO NACIONAL
ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA MECÁNICA Y ELÉCTRICA
SECCIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO E INVESTIGACIÓN
ESIME ZACATENCO
“ESTUDIO DEL COMPORTAMIENTO BAJO CONDICIONES
DE FATIGA DE UN ACERO AISI 1045 ENDURECIDO
SUPERFICIALMENTE POR DIFUSION DE BORO”
T E S I S
QUE PARA OBTENER EL GRADO DE DOCTOR EN CIENCIAS
EN INGENIERÍA MECÁNICA
P R E S E N T A:
M. EN C. GERMAN ANIBAL RODRÍGUEZ CASTRO
DIRIGIDA POR: DR. JOSÉ MARTÍNEZ TRINIDAD
DR. ULISES FIGUEROA LÓPEZ
México, D.F. Junio 2010
INSTTITUTO POLITÉÉCNICO NACIO
ONAL COO
ORDINAC
IÓN GENERAL DE POSGRA
ADO E INV
VESTIGAC
CIÓN
N DE DER
RECHOS CARTTA CESION
En la Ciudad de
e México, Distrito Feederal, el d
día 26 del mes de M
Mayo del añ
ño 2010,, el (la) qu
ue suscribee M. en C. German A
Anibal Rod
dríguez Casstro alumn
no (a) del Program
ma de Do
octorado en e Cienciaas en Ingeeniería Meecánica co
on númeero de regiistro A070285, adscrrito a la Sección de EEstudios dee Posgrado
o e Investigación de d la ESIM
ME Unidaad Zacatenco, manifiesta qu
ue es autor inteleectual del presente trabajo de tesis bajo b
la dirección del d Dr. José Martíínez Trinidad y Dr. Ulises Figueeroa López,, y cede los derechoss del trabaajo titulado: “ESTU
UDIO DEL C
COMPORTA
AMIENTO BAJO CON
NDICIONESS DE FATIG
GA DE UN U ACERO AISI 1045
5 ENDUREC
CIDO SUPEERFICIALM
MENTE POR
R DIFUSIO
ON DE BORO”, B
al Instituto Politécnicco Nacional para su difusión
n, con fines acadéémicos y de investigaación. Los usuarios u
de la inform
mación no
o deben reproducir el conten
nido textuaal, gráficcas o datoss de trabajo sin el p
permiso expreso del autor y/o director d
del trabaajo. Este puede ser o
obtenido escribiendo
o a la siguieente direccción: Unidaad Profeesional “A
Adolfo Lóp
pez Mateo
os”, Edificco númerro 5, 3er.. Piso, Co
ol. Lindaavista. C.P.. 07738 México, M
D.FF. Tel.: 572
29‐6000 ext.: 54586
6 fax.: 572
29‐
6000 ext. 5458
88. Sus comentari
c
os pueden ser reciibidos en los correos grodrriguezc060
[email protected] y [email protected]. Si el permiso se s otorga, el usuarrio deberáá dar el aggradecimiento corresspondientee y citar laa fuente del d
mism
mo. M. en C. German
n Anibal Rodrríguez Castro
Nom
mbre y firma
Dedicatorias
A mi hijo Tadeo por generar en
mí una forma diferente de ver la
vida con amor y fe.
A Mary Fer por el amor y toda
la felicidad que irradia y
transmite
A mi esposa Celia por su apoyo
y su amor.
A mi hermana Ave por su
apoyo invaluable y confianza.
A mis padres Fernando y Elena por el apoyo incondicional,
el amor y su ejemplo de excelentes seres humanos.
Agradecimientos
A DIOS por ponerme en este camino y cuidarme.
Al Dr. José Martínez y Dr. Iván Campos por la confianza que
desde el principio me brindaron para trabajar con ellos y su
amistad.
Al Dr. Ulises Figueroa por su invaluable dirección y calidez
humana.
Al Dr. Orlando Susarrey H. por
su confianza y apoyo para la
realización del doctorado.
Al Dr. José Solís por su motivación y confianza.
Al Dr. Didier Samoyoa por su confianza y apoyo
A Alfonso y Oscar quienes me han demostrado una amistad
sincera durante estos años. A todos mis amigos y compañeros
por su amistad que de diferentes formas estuvieron presentes en
estos años.
A Alejandro, Valencia, Abel, Martín, Victor, Juan quienes me han
apoyado durante estos años.
Al Ing. Antonio García, Ing. Luis Cristian Pérez y el Sr. Flavio
Salmerón por el apoyo para el trabajo experimental.
Al CONACYT, a la SEPI del IPN ESIME Zacatenco, al ITESM CEM,
por abrirme las puertas y proporcionarme los recursos para
realizar el Doctorado.
Instituto Politécnico Nacional, Esime Zacatenco
TABLA DE CONTENIDO
Glosario de símbolos…………………………………………………………………….….
9
Índice de figuras …………………………………………………………………….………
12
Índice de Tablas……………………………………………………………………….….….
16
Resumen………………………………………………….………………………………….
17
Abstract..………………………………………………….………………………………….
19
Antecedentes…………..…………………………………….………………………..…….
21
Justificación.…………………………………………….….….…………..………….……
22
Objetivos………………………………………………….……………………………..…..
23
Estructura del trabajo..………….………………………………………………………….
24
CAPITULO 1. Introducción………………………………..………………..……
26
1.1
Endurecimiento superficial…….…………………………………..………….……..
27
1.2
La borurización. …….……………..……………….……………..………………….
28
1.2.1
Importancia de la borurización…………..……………….……….………
28
1.2.2
Aplicaciones de la borurización……………………………………………
29
1.3
29
Fenómeno de fatiga en aceros endurecidos superficialmente…………………
CAPITULO 2. Marco Teórico……………………………………………………
33
2.1
Introducción………………………………………………………….………………..
34
2.2
Caracterización de aceros borurizados…………………………………………….
34
2.3
Vida a fatiga de aceros borurizados………………………………………………..
36
2.4
Fatiga de metales……………………………………………………………………
38
2.5
Curvas esfuerzo-Número de ciclos a falla (S-N)…………………………………
41
2.6
Mecánica de la fractura…………………………….………………………………
41
2.6.1
Modos de carga…………………………….……………………………….
42
2.6.2
Factor de intensidad de esfuerzos……………………………….……….
42
2.6.3
Integral J y Desplazamiento de apertura de punta de grieta………………
45
German Anibal Rodríguez Castro
5
2.6.4
2.7
2.6.3.1
Integral J………………………………………………………….
45
2.6.3.2
Desplazamiento de apertura de punta de grieta CTOD ………..
47
Tamaño de zona plástica………………………………………………….
49
Propagación de grietas a fatiga…………………………………………………….
52
2.7.1
53
Curvas de crecimiento de grieta a fatiga…………………….…………..
2.8
Factores influyentes en el crecimiento de grieta a fatiga……………………….
55
2.9
Cerramiento de grieta………………………………………………………………..
56
2.10
Descripciones de velocidad de crecimiento de grieta a fatiga………………….
57
2.11
Fatiga en superficies endurecidas…………………………………….……………
58
2.11.1
Grietas Cortas a fatiga en recubrimientos superficiales………………..
58
Tenacidad a la fractura………………………………………………………………
60
2.12.1
Método de prueba estándar ASTM E-1820………………………………
60
2.12.1.1
Cálculo de K……………………………………………………..
61
2.12.1.2
Cálculo de J………………………………………………………
61
2.12.1.3
Cálculo de CTOD (δ)…………………………………….……….
63
CAPITULO 3. Procedimiento experimental ………………..………..
65
3.1
Introducción……………………………………………………………………………
65
3.2
Dimensiones de probetas.……………………………….………….………………
66
3.3
Proceso de borurización…………………………………………….………………
69
3.4
Caracterización de la capa borurizada……………………………………………..
72
3.4.1
Metalografía, espesor de capa y porosidad…….……………………………..
72
3.4.2
Adhesión…………………………………………………………………….
73
3.4.3
Perfil de durezas……………………………………………………………
73
3.4.4
Espectrometría de Rayos X por Dispersión de energía………………...
74
3.4.5
Perfil de esfuerzos residuales…………….……………………………….
74
3.4.6
Pruebas de nanoindentación………………………………………………
74
2.12
3.5
3.6
Equipo utilizado para la pruebas de tensión y fatiga…………………………….
75
3.5.1
Máquina de flexión en viga rotatoria………………………………………
75
3.5.2
Equipo para pruebas de tensión y flexión en tres puntos…………….
76
Procedimiento experimental…………………………………………………………
6
78
3.6.1
Pruebas de fatiga en viga rotatoria en voladizo………………………….
78
3.6.2.
Tenacidad a la fractura……………………………………………………..
79
3.6.3
Crecimiento de grieta……………………………………………………….
80
Estudio de superficies de fractura………………………………………………….
80
CAPITULO 4. Análisis de resultados……………………….………….…
82
4.1
Introducción……………………………………………………………………….…..
83
4.2
Caracterización de la capa borurizada……………………………………………..
83
4.2.1
Metalografía, espesor de capa y porosidad………………………………
83
4.2.2
Adhesión……………………………………………………………………..
85
4.2.3
Perfil de durezas……………………………………………………………..
86
4.2.4
Espectrometría de energía de dispersión…………………………………
87
4.2.5
Perfil de esfuerzos residuales……………………….……………………..
87
4.2.6
Pruebas de nanoindentación……………………………………………….
88
4.3
Pruebas de tensión……………………………………………….………………….
91
4.4
Curvas S-N……………………………………………………………………………
93
4.4.1
Fractografía………………………………………………………………….
96
Flexión en tres puntos……………………………………………………………….
97
4.5.1
Longitud de grieta y curvatura………………………..….…………………
97
4.5.2
Ramificación de la punta de grieta y deflexión…………….……………..
98
4.5.3
Ramificación en punta de muesca…………………………………………
100
4.5.4
Delaminación………………………………………………………………..
100
4.5.5
Deformación plástica antes de la fractura……………………………….
101
4.5.6
Tenacidad a la fractura…………………………………………………….
103
Graficas a-N………………………………………………………………………….
105
3.7
4.5
4.6
4.6.1
4.6.2
Graficas
ௗ௔
ௗே
- - ΔK……………………………………………………………..
108
111
Mecanismo de fractura…………………………………………………….
CAPÍTULO 5. Discusiones……………………………….……………………….
117
5.1
Introducción………………………….……………………………………………….
118
5.2
Fatiga y desgaste……………………………………………………………………
119
7
Conclusiones…………………………………………………….……………….…….
127
Recomendaciones para trabajo futuro………………………….…….
130
Referencias………………………………………………….…………………………..
131
Anexos………………………………………………………………………………….…..
136
A
Rugosidad de superficie borurizada
B
Estimación cualitativa de adherencia del sistema substrato/capa
C
Microscopia electrónica de barrido (MEB)
D
Difracción de rayos X
E
Técnica de nanoindentación
F
Método de Escalera
G
Publicación en revistas
H
Dibujos de dispositivo de flexión en tres puntos y extensión de brazo de
máquina de pruebas de flexión en viga rotatoria
8
Instituto Politécnico Nacional, ESIME Zacatenco
GLOSARIO DE SIMBOLOS
a0
Longitud de grieta inicial
acr
Longitud de grieta crítica
ad
Longitud de grieta detectable
ASM
Sociedad Americana de Materiales, siglas en ingles
ASTM
Instituto Americano del Acero y del Hierro, siglas en ingles.
B1h
Probeta SEN borurizada durante 1 h y revenida a 550°C
B6h
Probeta SEN borurizada durante 6 h y revenida a 550°C
BT1h
Probeta SEN borurizada durante 1 h, templada a 845°C y revenida a 550°C
BT6h
Probeta SEN borurizada durante 6 h, templada a 845°C y revenida a 550°C
S-N
Curvas esfuerzo contra vida a la fatiga
C, m
Constantes del material de la ley de Paris
CMOD
Desplazamiento de apertura de la boca de grieta
CTOD
Desplazamiento de apertura de la punta de grieta
CVD
Deposición química de vapor, siglas en ingles
ௗ௔
Velocidad de crecimiento de grieta.
ௗே
E
Módulo de elasticidad
EDS
Espectrometría de Rayos X por Dispersión de energía, siglas en ingles
EIS
Espectrometría de Impedancia Electroquímica
ESIME
Escuela Superior de Ingeniería Mecánica y Eléctrica
EPFM
Mecánica de la fractura elástica plástica, siglas en ingles
G
Módulo de elasticidad cortante
G
Rapidez de disipación de Energía
GDOES
Espectroscopia de emisión óptica por descarga luminiscente, siglas en ingles
Gc
Rapidez de disipación de energía crítica
h
Horas
HV
Microdureza Vickers
ITESM
Instituto Tecnológico de Estudios Superiores de Monterrey
JI
Integral de superficie J
kN
Kilonewtons.
K
Factor de intensidad de esfuerzos
KI, KII, KIII
Factor de intensidad de esfuerzos en modo I, II y III, respectivamente
9
KIC
Tenacidad a la fractura en deformación plana modo I
Km
Factor de intensidad de esfuerzos medio
Ka
Amplitud del factor de intensidad de esfuerzos
Kmin
Factor de intensidad de esfuerzos mínimo
Kmax
Factor de intensidad de esfuerzos máximo
KQ
Factor de intensidad de esfuerzos para el cálculo de KIC
LLD
Desplazamiento de la línea de carga, siglas en ingles
MEB
Microscopia de electrónica de barrido
LEFM
Mecánica de la Fractura Elástica Lineal, siglas en ingles
mm
Milímetros
MPa
Megapascales
N
Ciclos a falla
NaCl
Cloruro de Sodio
Nor
Probeta SENB en acero AISI 1045 normalizado
PVD
Deposición física de vapor, siglas en ingles
R
Relación de esfuerzo o carga
r yθ
Sistema de Coordenadas Polares
RK
Relación del factor de intensidad de esfuerzos, Kmin/Kmax
rp
Factor de rotación plástica = 0.44
ry
Tamaño de zona plástica
SEN
Probeta en acero AISI 1045 con muesca en una cara para pruebas de flexión en
tres puntos
SEPI
Sección de Estudios de Posgrado e Investigación
TEN
Probetas de pruebas de tensión
U
Energía elástica del sistema
u,v,w
Desplazamientos en las direcciones principales X, Y, Z.
VRM
Probeta de flexión en viga rotatoria con muesca.
VRRA
Probeta de flexión en viga rotatoria con forma de reloj de arena.
Vpl
Componente plástica de desplazamiento de apertura de grieta.
Z
Distancia de la cara de la cuchilla a la cara de la muesca.
ΔK
Rango del factor de intensidad de esfuerzos
ΔKeff
Rango del factor de intensidad de esfuerzos efectivo
ΔKth
Rango del factor de intensidad de esfuerzos en el umbral
Δσ
Rango de esfuerzos σmax - σmin
10
δI.
Valor de desplazamiento de apertura de punta de grieta en modo I de carga
µm
Micrones
σ
Esfuerzo nominal
σa
Amplitud de esfuerzos
σm
Esfuerzo medio
σmin
Esfuerzo mínimo
σmax
Esfuerzo máximo
σx, σy, σz
Componente de esfuerzos para las direcciones principales X, Y, Z
σys
Esfuerzo de cedencia
υ
Módulo de Poisson
11
INDICE DE FIGURAS
1.1
Durezas superficiales obtenidas por diferentes métodos de endurecimiento
superficial…………………………………………………………………………………….
29
Desempeño a fatiga de probetas borurizadas con diferentes tratamientos térmicos
subsecuentes al borurizado………………………………………………………………
37
Curvas S-N de probetas de acero de radio amplio bajo condiciones de ambiente
agresivo. ……………………………………………………………………………………
38
2.3
Etapas de vida a la fatiga de un componente mecánico …………………………..
40
2.4
Curva S-N para el acero AISI 1045……………………………………………………….
41
2.5
Modos de carga……………………………………………………………………………..
42
2.6
Sistema de coordenadas y componentes de esfuerzo enfrente de la punta de
grieta………………………………………………………………………………………….
44
2.7
Sistema de coordenadas en la punta de la grieta y la integral de superficie………...
46
2.8
Relación entre KIC y CTOD………………………………………………………………...
47
2.9
Cedencia cerca de la punta de grieta…………………………………………………….
49
2.10
Representación esquemática del tamaño de la zona plástica enfrente de la punta de
grieta……………………………………………………………………………………..
50
2.11
Tamaño de zona plástica cíclica………………………………………………………….
51
2.12
Curva de crecimiento de grieta……………………………………………………………
52
2.13
Variables que describen las condiciones a fatiga……………………………………….
53
2.14
Características de la curva
2.1
2.2
ௗ௔
- ΔK ....……………………………………………………
55
2.15
Comportamiento de J en una interface. …………………………………………………
60
2.16
Curva carga-desplazamiento para flexión en tres puntos …………………………….
62
2.17
Definición del área para cálculo de J……………………………………………………..
62
2.18
Definición del Vpl y Pmax para cálculo de K……………………………………………...
63
3.1
Experimentos realizados bajo condiciones de fatiga…………………………………..
66
3.2
Dimensiones de las probetas TEN……………………………………………............
67
3.3
Dimensiones de probeta VRM……………………………………………………………
67
3.4
Dimensiones de probeta RRA…………………………………………………………...
67
3.5
Manufactura de la ranura en probetas SEN ..…………………………………………..
68
3.6
Dimensiones de probeta SEN. ………………………………..................................
68
3.7
Condiciones de tratamiento para probetas VRM……………………………………….
69
ௗே
12
3.8
Condiciones de tratamiento para probetas VRRA……………………………………..
70
3.9
Condiciones de tratamiento para probetas SEN…………………………………..……...
70
3.10
a) Probetas TEN antes de borurización con y sin protección para evitar difusión de
boro en sujeción para prueba. .………………………………………………………….....
3.11
71
a) Probetas VRRA antes de borurización. b) Recipientes de acero inoxidable 304L
para borurización.………………………………………………………………..……………
71
3.12
Recipientes de acero inoxidable 304L para borurización de probetas SEN……..…...
71
3.13
Medición de espesor de capa……………………………………………………………….
72
3.14
Esquema de la distribución de las micro-indentaciones sobre la fase Fe2B (500X).
73
3.15
Equipo de rayos X modelo XTRESS 3000………………………………………..……...
74
3.16
Máquina de fatiga a flexión en viga rotatoria………………………………………..…….
75
3.17
Extensión de brazo para máquina de fatiga a flexión en viga rotatoria…………..……
75
3.18
Máquina servo-hidráulica modelo MTS -858 TABLE TOP SYSTEM…………..……..
76
3.19
Configuración de la prueba de tensión……………………………………………..……..
77
3.20
Dispositivo para prueba de flexión tres puntos……………………………………..……
77
3.21
Configuración para la prueba de tenacidad a la fractura…………………………..…….
78
3.22
Distribución de equipo para pruebas de flexión…………………………………..……..
78
3.23
Condiciones experimentales para VRM y VRRA………………………………………..
79
3.24
Condiciones experimentales de pruebas SEN………………………………………...
80
3.25
Rangos aproximados de magnificación para instrumentos utilizados para estudiar las
superficies de fractura…………………………………………………………………
81
4.1
Micrografía del acero AISI 1045 borurado……………………………………………….
83
4.2
Imagen de mallado para obtener porcentaje de porosidad ………..…………………
84
4.3
a) Micrografía del acero AISI 1045 borurado durante 1 h a 950ºC y b) Micrografía
del acero AISI 1045 borurado y templado. …………………………………………...
85
4.4
Pruebas de adhesión por Rockwell C en la capa de boruros …………..……………….
85
4.5
Perfil de dureza de probetas VRM (950ºC-8 h)……………………………………….…..
86
4.6
Perfil de dureza de probetas VRRA (950ºC-1 h)………………………….…………..
86
4.7
a) Composición química de capa borurizada medida en la sección transversal por
EDS en probeta VRM (950ºC-8 h). b) Distribución de elementos a lo largo de la capa
borurizada………………………………………………………………………………...……
87
4.8
Perfil de esfuerzos residuales en probeta VRM……………………………………………
88
4.9
Grafica obtenida por nanoindentación de diferentes condiciones de borurizado y pos
tratamiento en la fase Fe2B………………………………………………………….……….
89
tratamiento en la interfase capa/substrato…………………………………………..……..
90
4.10
13
4.11
tratamiento en la zona de difusión…………………………………………………….…….
90
4.12
Grafica Esfuerzo-deformación para una probeta borurizada (B6h)…………..…………
92
4.13
Fractografias de probetas sometidas a tensión. a) probeta normalizada, b) probeta
borurizada durante 6 h c) Probeta borurizada durante 6 h y templada……..…………
93
4.14
Comportamiento a fatiga de probetas VRM……………………………………..………..
94
4.15
Comportamiento a fatiga de probetas VRRA durante 1 h de borurización.…….……..
95
4.16
Comportamiento a fatiga de probetas VRRA durante 3 h de borurización…….………
95
4.17
Fractografía de probetas VRM………………………………………………………………
96
4.18
Fractografia de la periferia de probeta VRRA borurizada mostrando la región de la
capa con microgrietas y porosidades (250x)………………………………………………
97
Curvatura enfrente de grieta por esfuerzos residuales. a) Probeta borurizada 6h y
templada, b) Probeta borurizada 1h y templada………………………………….….……
98
Bifurcación de grieta. a) acero AISI 1045 normalizado, b) AISI 1045 Borurado y
templado………………………………………………………………………………………..
99
Crecimiento de grieta sin deflexión en probeta borurizada templada. Montaje de
experimento de crecimiento de grieta………………………………………………………
99
Ramificaciones en punta de muesca a) Probeta borurizada 1 h y templada
(N=13000), b) Probeta borurizada 6 h (N=13000)……………………...…………………
100
Desprendimiento de capa durante ciclos a la fatiga. a) Probeta borurizada 1h (15000
ciclos), b) Probeta borurizada 6h y templada (15000 ciclos)…………………….……...
100
4.24
Delaminación antes de la fractura total bajo condiciones de R=0.55 y Pmax=9 kN……
102
4.25
Grafica P-l de prueba flexión en tres puntos de una probeta borurizada 6 h y
templada………………………………………………………………………………………..
103
Grafica P-CMOD de prueba flexión en tres puntos de una probeta borurizada 6 h y
templada……………………………………………………………………………………….
104
4.27
Curva a-N del acero AISI 1045 normalizado……………………………………………….
106
4.28
Curva a-N del acero AISI 1045 borurizado y revenido a 550°C…………………………
106
4.29
Curva a-N del acero AISI 1045 borurizado, templado (845°C) y revenido (550°C)……
107
4.30
Curvas a-N bajo condiciones de R=0.55 y Pmax = 9 kN………..………………………..
107
4.31
Grafica Log-Log de
4.19
4.20
4.21
4.22
4.23
4.26
4.32
Grafica Log-Log de
ௗ௔
ௗே
ௗ௔
ௗே
- ΔK……………………....……………………………………......
108
- ΔK. ………………….……………………………………………
109
4.33
Crecimiento de grieta para el acero AISI 1045 a temperatura ambiente y 4 Hz ..……
4.34
Crecimiento de grieta
para probetas borurizadas mediante la ecuación de
ௗே
Paris…………………………………………………………………………………………….
110
ௗ௔
14
111
4.35
Zona de raíz de muesca. a) Ubicación de iniciación de grieta a fatiga en una
probeta normalizada, b) Capa formada en la raíz de muesca fracturada de una
probeta Borurizada……………………………………………………………………………
111
Fractografía en MEB tomada de superficies de fractura de una probeta a fatiga
mostrando la ausencia de estriaciones……………………………………………………
112
Ejemplos de superficies de grieta a fatiga en donde las estriaciones son ausentes o
difícil de observar………………………………………….………………………………….
113
Superficies de fractura las cuales fueron fracturadas por propagación de grieta frágil
en planos de clivaje………………………………………….……………………………….
113
Fractografía en MEB de superficies fracturadas por propagación de grieta frágil en
planos de clivaje. Probeta BT6h………………………….……………….……………….
114
Ejemplos de fracturas mostrando grietas secundarias asociadas con estriaciones de
fatiga…………………………………………………………….……………………………...
114
Fractografía en MEB indicando grietas secundarias a partir de estriaciones. Probeta
B1h ………….…………………………………………………….…………………………..
115
Fractografía mostrando un ejemplo donde la propagación de grieta a fatiga es
intergranular……………………………………………………………………………………
115
Fractografía mostrando fractura intergranular y transgranular. Probeta borurizada 6h
y templada……………………………………………………………………………………..
116
Fractografía mostrando la zona final de la fractura. a) Probeta normalizada. B)
Probeta B6Th y templada……………………………………………………………………
116
4.45
Fractografía del estado III de propagación. Probeta B1h…………………….…………..
116
5.1
Marca de fatiga y desgaste en aceros……………………………………….……………..
120
5.2
Rugosidad obtenida después del borurizado durante 1 y 3 h a 950°C………………...
5.3
Efecto del revenido inhibiendo la propagación de grietas posterior al revenido a
4.36
4.37
4.38
4.39
4.40
4.41
4.42
4.43
4.44
123
550°C en la capa de boruros…………………………………………………..…………….
123
5.4
Curva a-N..…………………………………………………………………….…………........
125
5.5
Grieta formada por fatiga y desgaste con montaje de esfuerzos residuales y
durezas. Fotografia tomada de Waterhouse ………………………………………………
125
15
INDICE DE TABLAS
1.1
Métodos ingenieriles para endurecimiento superficial de aceros …………………….
27
1.2
Aplicaciones industriales de diferentes aceros borurizados .………………………….
30
3.1
Propiedades físicas y mecánicas del acero AISI 1045 .………………………..………
66
4.1
Porosidad y espesor de capa …………………………………………………………….
84
4.2
Propiedades mecánicas de probetas borurizadas durante 1 y 6 h y templadas .…..
89
4.3
Valores de tenacidad a la fractura y apertura crítica de punta de grieta……….…….
91
4.4
Valores de las constantes m y C de la ley de Paris para probetas borurizadas y
109
templadas…………………………………………………………………………………….
5.1
Principios generales y métodos para abatir o eliminar la fatiga y desgaste………….
122
16
RESUMEN
En el presente trabajo se analiza el comportamiento de un acero AISI 1045 endurecido
superficialmente por difusión de Boro (borurización) bajo condiciones de fatiga. La formación de la
capa de boruros de hierro se realiza mediante el proceso de borurizado en polvo a una
temperatura de 950°C durante 1, 3, 6 y 8 h. Después del borurizado se le realizaron tratamientos
térmicos de templado y revenido para analizar su efecto en las pruebas de fatiga.
Una vez formadas las capas de boruros y aplicados los tratamientos térmicos, la caracterización
de la capa se realizó mediante las técnicas de microscopia óptica para medir los espesores de
capa formados, encontrándose espesores desde 40 hasta 200 µm dependiendo del tiempo de
tratamiento, así como el porcentaje de porosidad presente en cada tiempo de borurización en
donde la porosidad en la capa está en el rango de 7 y 14% para 1, 3 y 6 h; y de 18% para 8 h.
Mediante pruebas de microindentación Vickers se obtuvo el perfil de durezas desde la capa al
substrato. En la capa se determinaron valores de 1500 HV.
Para estimar la distribución de
elementos químicos relativamente pesados en la capa de boruros se utilizó la técnica de
espectrometría de rayos X por dispersión de energía y el método de difracción de rayos X para
determinar los niveles de esfuerzos residuales en donde el máximo esfuerzo a compresión en el
sistema capa/substrato es 1200 MPa.
La técnica de nanoindentación se aplicó para obtener propiedades puntuales del módulo de
elasticidad y dureza en el sistema capa/substrato; el módulo de elasticidad en la capa se
encuentra en un rango de 285 a 313 GPa que contrasta con los valores obtenidos para el
substrato de de 208 GPa.
La caracterización mecánica a nivel macroscópico se llevo a cabo en el acero con y sin
endurecimiento; se realizaron pruebas de tensión basados en la norma ASTM E-8. Derivado de
estas pruebas se obtuvieron algunas propiedades mecánicas, como: el módulo de elasticidad,
esfuerzo de fluencia, esfuerzo máximo, porcentaje de reducción de área y elongación.
En
comparación del acero sin endurecimiento, las propiedades mecánicas disminuyen para el acero
borurizado alrededor del 30%, sin embargo, un caso contrario ocurre con las borurizadas
17
templadas puesto que mejoran sus propiedades mecánicas de esfuerzo de cedencia y esfuerzo
último en 35%, pero su ductilidad disminuye reflejada en su porcentaje de reducción de área.
Para establecer el efecto del endurecimiento en el rendimiento a la fatiga, se obtuvieron curvas de
esfuerzo contra vida a la fatiga mediante pruebas de flexión en viga rotatoria con probetas con
muesca y en forma de reloj de arena bajo dos condiciones: borurizadas, borurizadas mas
templadas con revenido a baja temperatura para ambos casos, siguiendo la normalización de la
ASTM E-739. Estos resultados son desfavorables ya que disminuyen el límite de fatiga para los
casos en donde el acero ha sido endurecido sin importar el post-tratamiento realizado.
Basados en la norma ASTM E-1820, se obtuvo la tenacidad a la fractura en probetas borurizadas,
borurizadas mas templadas con revenido a alta temperatura para ambas condiciones. Para el
acero borurizado, la tenacidad a la fractura disminuye a 69 MPa m1/2 en comparación al acero sin
endurecer cuyo valor es 79 MPa m1/2. En el caso de las probetas borurizadas y templadas
aumenta la tenacidad a la fractura a 83 MPa m1/2 en promedio
Mediante
las curvas longitud de grieta contra vida a la fatiga y a través del seguimiento de
propagación de grieta mediante una técnica óptica se obtuvieron los coeficientes de la ley de Paris
C y m. Estos ensayos se basaron en la norma ASTM E-647. El efecto del endurecimiento acelera
el proceso de nucleación de grieta y por ende reduce la vida total a fatiga. El cambio en C y m en
comparación del acero sin endurecer no muestran un efecto determinante en el comportamiento
de propagación de grieta estable bajo estas condiciones. En la capa, la fractura ocurre por clivaje y
en substrato existen diferentes mecanismos de fractura como en un mecanismo combinado de
fatiga y clivaje en la zona de temple. En las zonas del substrato existe fractura intergranular y
formación de grietas secundarias y coalescencia de microvacancias.
Los resultados obtenidos proveen información indispensable para la aplicación del acero AISI
1045 borurizado bajo condiciones de fatiga permitiendo estimar su rendimiento.
German A. Rodríguez Castro
SEPI-ESIME-Zacatenco
Instituto Politécnico Nacional
Junio 2010
18
ABSTRACT
In this work, the behavior of an AISI 1045 steel surface-hardened by boron diffusion (boriding)
under fatigue conditions was analyzed. The formation of iron boride layer was developed by means
of the powder pack method at 950° C for 1, 3, 6 and 8 h. After boriding, quenching and tempering
heat treatments were performed to analyze their effect on fatigue tests.
Once the iron boride layers have been formed and treated, the characterization of the layer was
made using optical microscopy techniques in order to measure the thickness of boride layers. The
results showed a thickness range of 40 to 200 µm depending on treatment time as well as the
porosity average in each boriding time. The layer porosity was in the range of 7 to 14% for 1, 3 and
6 h, and 18% for 8 h.
Vickers microindentation tests were performed to obtain the hardness profile from the layer to the
substrate. The hardness of the boride layers were in a range of about 1500 HV. In order to estimate
the distribution of relatively heavy chemical elements on the boride layer, the energy-dispersive Xray spectrometry technique was used. The X-ray diffraction method were used to estimate the
magnitude of thermal residual stress, where the maximum compressive stress in the system
layer/substrate was about 1200 MPa.
The nanoindentation technique was applied to obtain specific properties of the Young modulus and
hardness in the layer/substrate system. The Young modulus in the boride layer was in the range of
285-313 GPa, which contrasts with the substrate in values of 208 GPa.
The mechanical characterization at macroscopic level was performed for borided and non-borided
steels. Tensile tests were carried out as required by ASTM E-8. Tensile properties including Young
modulus, yield strength, ultimate tensile strength and elongation were determined by these tests.
The mechanical properties of borided steel decrease about 30% compared with non-borided steel.
However, in the case of borided and quenched steels, their yield strength and ultimate tensile
strength improve about 35%, but their ductility decrease according to the average of area reduction.
Fatigue tests have been made in rotating-bending test device, based on ASTM E-739. Standard
hourglass-shaped specimen and notched specimen were produced in order to carry out the fatigue
German Anibal Rodriguez Castro
19
test. Two conditions were considered: borided and borided quenched both with low temperature
tempering. For both conditions the results were unfavorable due to the fatigue limit decrease
regardless subsequent tempering done.
Based on the ASTM E-1820 standard, fracture toughness was obtained in borided and borided
quenched test specimens, both with high temperature tempering. For borided steel, the fracture
toughness decrease to 69 MPa m1/2, compared to non-borided steel, whose fracture toughness is
79 MPa m1/2. In the case of borided quenched test specimens, fracture toughness increased in an
average of 83 MPa m1/2.
Pursuant to the procedures prescribed by the applicable standard (ASTM E-647), the coefficients of
the Paris law (C and m) were calculated by means of the crack length vs fatigue life curves and the
monitoring of crack propagation through an optical technique. The hardening effect accelerates the
crack nucleation process, thus reducing the total fatigue life. The behavior of stable crack
propagation is not influenced by the change of the coefficients C and m, compared with the nonhardened steel under these conditions. On the layer, fracture occurs by means of cleavage, and on
the substrate, different fracture mechanisms happen, for instance, a combined mechanism of
fatigue and cleavage in the quenching area. In the substrate areas, intergranular fracture, microvoid
coalescence and development of secondary cracks also happen.
The results of this research provide essential information to estimate the performance of boride
AISI 1045 steel under fatigue conditions and to implement its use.
German A. Rodríguez Castro
SEPI-ESIME-Zacatenco
Instituto Politécnico Nacional
June 2010
20
ANTECEDENTES
Con el objetivo de contribuir a la generación de tecnología de vanguardia que permite reducir la
dependencia tecnológica del País, un grupo de investigadores del Instituto Politécnico Nacional
(IPN) crearon y patentaron una innovadora metodología para mejorar la calidad y resistencia de
materiales metálicos. El Grupo de Ingeniería de Superficies de la Escuela Superior de Ingeniería
Mecánica y Eléctrica (ESIME), Unidad Zacatenco ha logrado incrementar la dureza, durabilidad y
resistencia de metales sometidos a corrosión, desgaste, abrasión y altas temperaturas, mediante
procesos de tratamientos termoquímicos, principalmente la borurización.
Las investigaciones realizadas por el grupo de Ingeniería de Superficies y existentes en la
literatura abierta en aleaciones ferrosas y no ferrosas sometidas al borurizado se han enfocado
principalmente a la caracterización solo del recubrimiento bajo condiciones tribológicas y de
corrosión debido a las características propias de la capa de boruros de hierro formada.
Sin
embargo, debido a las cualidades de la capa de boruros formada en la superficie como son alta
dureza y existencia de esfuerzos residuales a compresión formados por el tratamiento
termoquímico se considera la idea de estudiar esos productos bajo condiciones de fatiga como lo
ha sido con otros procesos de difusión termoquímica.
El desempeño bajo condiciones de fatiga de aceros tratados termoquímicamente por procesos de
difusión, como Nitruración, Carburizacion y Carbonitruración, mejoran el desempeño a fatiga; los
estudios realizados sobre borurización han sido mucho menores, los cuales son detallados y
discutidos en el capítulo 2, principalmente obtenidos mediante curvas esfuerzo contra vida a la
fatiga y demuestran que existe gran disparidad en las conclusiones a las que llegan las
investigaciones dependiendo de los tiempos y tratamientos.
21
Instituto Politécnico Nacional, ESIME Zacaatenco
JUSTIFICACIÓN
Dependiendo de las condiciones del proceso, características del material y condiciones de la
superficie, pueden presentarse distintos modos de falla en componentes en ingeniería. Desgaste y
fractura debido a fatiga son de las formas más comunes. A partir de que las grietas generalmente
se originan en la superficie, éstas tienen una influencia importante en el comportamiento a fatiga.
De hecho, las mejoras en las condiciones superficiales, pueden tener efectos benéficos en la
resistencia al desgaste y comportamiento a fatiga de materiales. Así como también la condición
superficial y alteraciones superficiales relacionadas con la manufactura afectan fuertemente la
resistencia a fatiga.
El efecto de un tratamiento superficial es un caso específico. Esto es, el efecto está en función de
la alteración ocasionada por el mismo proceso modificando la composición local, la orientación de
la microestructura local, introducción de esfuerzos residuales, así como alteraciones de acabado
superficial; dicho efecto depende de los parámetros específicos del proceso y el material al que se
le aplica. Por ejemplo, el nitrurado y carburizado ha sido empleado exitosamente para mejorar el
desempeño a fatiga de aceros. En estos casos, la razón de mejora en fatiga ha sido explicada por
la combinación de resistencia y esfuerzos residuales compresivos generados por el mismo
proceso de endurecimiento.
La alta dureza generada en la superficie del elemento borurizado, los esfuerzos residuales
producidos por el mismo proceso de difusión de boro y la características propias de la capa
generada sugiere un efecto combinado que es de interés científico e industrial ánalizar, ya que los
resultados bajo condiciones de cargas cíclicas pueden ser inesperados por las razones
mencionadas en párrafos anteriores.
La propagación de grieta a fatiga o crecimiento estacionario referido como el estado II de la curva
de crecimiento de grieta representa una larga porción de la vida a fatiga de materiales y
estructuras ingenieriles; por lo tanto, es de suma importancia realizar predicciones exactas de la
propagación de grieta a fatiga para determinar la velocidad de crecimiento en aceros endurecidos
superficialmente.
22
OBJETIVO GENERAL
Analizar el comportamiento a fatiga del acero AISI 1045 endurecido superficialmente por difusión
de Boro bajo condiciones de esfuerzos de amplitud constante mediante pruebas experimentales
de flexión en viga rotatoria y flexión en tres puntos.
OBJETIVOS PARTICULARES
1.
Obtener las propiedades mecánicas derivadas de la prueba de tensión para probetas
endurecidas superficialmente.
2.
Obtener la curva S-N para el acero AISI 1045 en estado normalizado y borurizado para
probetas con muesca.
3.
Obtener la curva S-N para el acero AISI 1045 en estado normalizado y borurizado con un
gradiente de dureza suavizado entre capa y substrato para probetas en forma de reloj de
arena.
4.
Analizar la influencia del endurecimiento superficial del acero AISI 1045 en la tenacidad a la
fractura mediante pruebas de flexión en tres puntos y apertura de grieta.
5.
Obtener el índice de crecimiento de grieta (da/dn) del acero AISI 1045 borurizado bajo
condiciones de fatiga en probetas sometidas a flexión en tres puntos.
6.
Obtener la influencia de las diferentes condiciones de endurecimiento superficial en las
constantes del material m y C de la ley de Paris, por ende en la resistencia o vida a fatiga.
23
ESTRUCTURA DEL TRABAJO
El trabajo está dividido en seis capítulos incluyendo las conclusiones. A continuación se describe
brevemente el contenido de cada uno de ellos.
En el capítulo 1, Introducción; se mencionan los procesos de endurecimiento superficial con el
objetivo de poner en contexto a la borurización. Se aborda la importancia de este tratamiento
termoquímico, sus principales aplicaciones dentro de la industria y finalmente el fenómeno de
fatiga en aceros endurecidos superficialmente.
Durante el capítulo 2, Marco Teórico se expone una revisión de las principales investigaciones
realizadas en materiales borurizados y se puntualizan los estudios realizados bajo condiciones de
fatiga, obteniendo las curvas S-N. Tambien se describen los principales conceptos de fatiga y
mecánica de la fractura lineal elástica que son aplicados para estudiar el crecimiento de grieta en
este trabajo.
El Procedimiento Experimental es desarrollado en el capítulo 3.
En éste se describen los
procedimientos, equipo, dispositivos y condiciones de los tratamientos bajo las cuales fueron
endurecidas las probetas. Se detalla todo lo concerniente a la caracterización de la capa de
boruros, pruebas de mecanicas, de fatiga en viga rotatoria, de tenacidad a la fractura, crecimiento
de grieta y fractografía.
En el capítulo 4, se realiza el Análisis de Resultados de la investigación experimental partiendo de
la caracterización de la capa en términos de porosidad, espesor de capa, esfuerzos residuales,
elementos químicos en la misma y propiedades mecánicas puntuales para confirmar la correcta
formaciónde la capa de boruros. Se analizan los resultados obtenidos en términos de curvas
esfuerzo – vida a fatiga;
las curvas carga - desplazamiento y esfuerzo – deformación
monotonicas; tenacidad a la fractura y las curvas longitud de grieta - vida a fatiga son analizadas
para estudiar el crecimiento de grieta en términos de la mecánica de la fractura lineal elástica.
Finalmente, se realiza un estudio de las fracturas obtenidas de las pruebas para comprender el
mecanismo de falla que se presenta.
24
En el capítulo 5, las Discusiones se abordan desde un punto de vista de fatiga y desgaste como un
fenómeno combinado y como un nicho de oportunidad para componentes borurizados debido a las
cualidades o propiedades favorables de la capa en ambientes agresivos. Finalmente en el capítulo
de las conclusiones se mencionan las aportaciones de este trabajo en relación con los objetivos
planteados a inicio del mismo. Existe una sección de trabajos futuros donde se plantean estudios
factibles de realizarse en base a los resultados y experiencia obtenida en este trabajo.
En la parte final del trabajo existe una sección de Anexos en donde se explican y se abordan con
mas a detalle algunas de las técnicas utilizadas en el desarrollo del trabajo.
25
CAPITULO 1
INTRODUCCION
CAPITULO 1. Introducción
1.1 Endurecimiento superficial.
Actualmente existe una demanda creciente de materiales para componentes ingenieriles y
herramentales. Las solicitaciones de vida de servicio cada vez más exigentes provocan la creación
o modificación de materiales. El endurecimiento superficial, proceso de modificación superficial, es
una opción a estas demandas; dicho proceso incluye una amplia variedad de técnicas utilizadas
para mejorar las propiedades del substrato, principalmente la resistencia al desgaste.
La Sociedad Americana de Metales [1] (ASM, siglas en ingles) plantea dos propuestas para llevar a
cabo el endurecimiento superficial, estas son:
1. Métodos que involucran la adición de una nueva capa.
2. Métodos que involucran la modificación superficial o sub-superficial sin ninguna intención
de adicionar una nueva capa.
Las dos propuestas se pueden realizar por diferentes técnicas indicadas en la tabla 1.1.
Tabla 1.1. Métodos ingenieriles para endurecimiento superficial de aceros. Tabla tomada de la ASM [1].
ADICION DE CAPA
REVESTIMIENTO DURO
TRATAMIENTO DEL SUBSTRATO
METODOS DE DIFUSION
METODOS DE
ENDURECIMIENTO SELECTIVO
Adición por fusión (soldadura)
Carburizado
Endurecimiento por flama
Rociado térmico
Nitrurado
Endurecimiento por inducción
Carbonitrurado
Endurecimiento por láser
Revestimiento electroquímico
Nitrocarburizado
Implantación de Iones
Deposición química de vapor
Borurizado
Películas delgadas (deposición
Difusión de Titanio-
física de vapor, atomización)
Carbono
Mezcla iónica
Proceso de difusión Toyota
RECUBRIMIENTO
Carburización, Nitrurado y
Borurizado selectivo
Uso de arco eléctrico
27
Recubrimientos, películas y soldadura sobrepuesta generalmente son menos efectivos en términos
de costo conforme la producción se incrementa, además el desempeño a fatiga puede ser una
limitante dependiendo de la adherencia entre capa y substrato.
Los métodos de difusión modifican la composición química de la superficie con elementos como el
carbono, nitrógeno o boro permitiendo el endurecimiento superficial de uno o varios elementos. En
los métodos de difusión, el proceso básico utilizado es termoquímico debido a que el calor es
necesario para difundir y enriquecer la superficie con átomos de boro y por ende lograr el
endurecimiento superficial, así como la región inmediata debajo de la superficie de un elemento.
Los métodos de difusión permiten un endurecimiento efectivo de la superficie de un elemento y
generalmente usados cuando se deben endurecer un gran número de piezas.
La borurización,es un tratamiento termoquímico que difunde átomos de boro en la superficie de un
metal a altas temperaturas, entre 850°C y 950°C aproximadamente, produce boruros metálicos de
alta dureza, resistencia al desgaste, a la corrosión y a altas temperaturas.
1.2 La Borurización.
1.2.1 Importancia de la Borurización.
En un número importante de aplicaciones el borurado ha remplazado a procesos como
carburizado, nitrurado y nitrocarburizado [2]. Durante el borurado, la difusión y la subsecuente
absorción de átomos de boro en la estructura metálica del componente superficial, forman
compuestos de boro intersticial [3-5]. La capa resultante puede consistir de una fase simple o de
varias. La morfología, crecimiento y composición de las fases que forman la capa de boruros es
influenciada por los elementos aleantes del material substrato. La microdureza de la capa de
boruros también depende fuertemente de la composición y estructura de la capa de boruros y
composición del substrato.
La ASM [6] señala ciertas características de las capas borurizadas con especial ventaja sobre las
capas endurecidas convencionalmente, estas son:
-
Las capas de boruro de hierro son extremadamente duras entre 1600 y 2000 HV, mayores
a las formadas por otros procesos de endurecimiento superficial como se puede observar
en la Figura 1.1.
-
La combinación de alta dureza y bajo coeficiente de fricción en la superficie de la capa
borurizada combate los principales mecanismos de desgaste: adhesión, abrasión,
28
triboxidación y fatiga superficial permitiendo utilizar aceros comerciales y no tan costosos
modificando solo sus superficies obteniendo propiedades superiores al substrato.
-
La dureza de la capa borurizada puede ser retenida a altas temperaturas.
-
Borurado puede elevar considerablemente la resistencia a la corrosión y erosión de
materiales ferrosos en ácidos diluidos y medios alcalinos e incrementar su aplicación
industrial.
-
Las superficies borurizadas tienen resistencia moderada a la oxidación arriba de 850°C y
mejoran la resistencia al ataque de metales fundidos.
-
Partes borurizadas tienen un incremento de vida a fatiga y desempeño en servicio bajo
ambientes corrosivos y oxidación.
Proceso de difusión
Carburizado
Nitrurado
Carbonitrurado
Borurizado
Carburo de Titanio
Cromado
Aceros más duros
400
600
800
1000
1200
1400
1600
1800
2000
2200
Dureza, HV
Figura 1.1. Durezas superficiales obtenidas por diferentes
Métodos de endurecimiento superficial.
1.2.2 Aplicaciones de la Borurización.
Debido a las ventajas ofrecidas por el proceso de borurizado, existen aplicaciones en diferentes
campos. Partes borurizadas han sido utilizadas con buenos resultados en varias áreas industriales
resultando en el incremento de su vida útil, como se puede observar en la tabla 1.2
1.3 Fenómeno de fatiga en aceros endurecidos superficialmente.
La ASTM [8] define a la Fatiga como el proceso de cambio estructural permanente localizado y
progresivo en un material sujeto a condiciones que producen esfuerzos fluctuantes y
deformaciones en algún punto o puntos y que pueden culminar en grietas o fractura completa
después de un número suficiente de fluctuaciones.
29
Tabla 1.2 Aplicaciones industriales de diferentes aceros borurizados.
Tomada de Alwart y Ulrich [7].
ACERO
APLICACION
1015
Ejes. Engranes y diversos elementos de maquinaria
1045
Pernos y discos abrasivos
4140
Pistones
E52100
Cojinetes y guías
D2, D3
Bujes y herramientas para estampado
H11, H13
Herramientas para moldes de inyección
L6
Pernos y dados para forja
02, 07
Rodillos para grabados
302, 306
Partes para la industria química y textil.
410
Moldes
Sistemas de endurecimientos superficiales son usualmente sometidos a cargas cíclicas, resultando
que el material recubierto o endurecido superficialmente se despegue algunas veces del substrato
debido a fuerzas cortantes y normales que actúan en la superficie. Dicho desprendimiento es
causado por la pobre adherencia entre el sistema de superficie endurecida por difusión y substrato.
También, entre este sistema, la generación de grietas comienzan a formarse y propagarse. Otro
factor importante en la vida de servicio a fatiga puede ser afectado por cambios en esfuerzos
residuales y microdureza generada por el proceso mismo [8].
En este tipo de sistemas, bajo condiciones de fatiga, el rango del factor de intensidad de esfuerzos
en el umbral para el crecimiento de grieta y el rango de esfuerzos del límite de fatiga son
influenciados por defectos, inclusiones, esfuerzos residuales y heterogeneidad del material.
Una
seria reducción en resistencia a la fatiga y también considerable dispersión puede resultar de estas
características propias del método de endurecimiento [9].
La iniciación de grietas a fatiga y crecimiento de pequeñas imperfecciones son temas de
considerable interés para estimar la vida de elementos con alguna modificación superficial, llámese
endurecimiento superficial o recubrimientos.
Hoy en día, las modificaciones superficiales (endurecimiento o recubrimiento) no son
caracterizados únicamente por su dimensión promedio de espesor y su adhesión con el substrato,
30
sino también por la evaluación de sus propiedades mecánicas partiendo desde dureza hasta
tenacidad y resistencia a fatiga [10-14]. La combinación de tenacidad del substrato y dureza
superficial ha ido creando mayor interés en la optimización de las mismas propiedades de las
capas generadas y utilizadas en ambientes severos donde esfuerzos estáticos o dinámicos están
presentes. Por tal motivo la caracterización a fatiga debe ser llevada a cabo y no únicamente la
realizada para mejorar la resistencia al desgaste o corrosión [15-16].
La propagación de grieta a fatiga, referido como el estado II en la curva da/dN - ΔK, representa una
larga porción de la vida de materiales y estructuras ingenieriles; por lo tanto, es de suma
importancia realizar prediccciones exactas de la propagación de grieta a fatiga para determinar la
velocidad de crecimiento.
Dependiendo de las condiciones del proceso, características del material y condiciones de la
superficie, pueden ocurrir varios modos de falla. Desgaste y fractura debido a fatiga son de las
formas más comunes. Considerando que las grietas a fatiga se originan en la superficie, ésta
última tiene una influencia importante en el comportamiento a fatiga. De hecho, las mejoras en las
condiciones superficiales, pueden tener efectos benéficos en la resistencia al desgaste y
comportamiento a fatiga de materiales [17].
Además, la condición superficial y alteraciones
superficiales relacionadas con la manufactura afectan fuertemente la resistencia a la fatiga.
El efecto de un tratamiento superficial es un caso específico en el proceso. Esto es, el efecto está
en función de la alteración ocasionada por el mismo proceso modificando la composición local, la
orientación de la micro estructura local, introducción de
esfuerzos residuales, así como
alteraciones de acabado superficial; los cuales dependen de los parámetros específicos del
proceso y al material al que se le aplica.
El nitrurado y carburizado han sido empleados exitosamente para mejorar el desempeño a fatiga
de aceros. En estos casos, la razón de mejora en fatiga ha sido explicada por la combinación de
resistencia y esfuerzos residuales compresivos generados por el mismo proceso de
endurecimiento. El efecto de esfuerzos residuales y microestructura heterogénea debe ser
considerado simultáneamente en estudios del comportamiento a fatiga de estos procesos. Por
ende, parece ser que este razonamiento de mejora a fatiga debido al endurecimiento superficial es
no aceptable todo el tiempo y los resultados pueden cambiar dependiendo del substrato y el tipo
de endurecimiento o tratamiento aplicado [18,19].
31
La alta dureza generada en la superficie del elemento borurizado, los esfuerzos residuales
generados por el mismo proceso de difusión de boro y las características propias de la capa
generada sugiere un efecto combinado que es de interés científico e industrial analizar, ya que los
resultados bajo condiciones de cargas cíclicas pueden ser inesperados para las razones ya
mencionadas.
Existen trabajos sobre el desempeño bajo condiciones de fatiga de aceros tratados
termoquímicamente por procesos de difusión, como los mencionados en las referencias [18, 19]
sobre Nitruración, Carburizacion y Carbonitruración; sin embargo, los estudios realizados sobre
borurización son mucho menos. Aun con los existentes, solo se han obtenido curvas S-N
(Grossman) basado en cantidades de especímenes que llevan a una predicción inexacta de vida a
fatiga de probetas tratadas debido a la gran dispersión de resultados experimentales. Además, el
fenómeno físico y mecanismo gobernante del proceso de fatiga es parcialmente ignorado;
esencialmente la función de la capa en las etapas iniciales de fatiga ya que dependiendo de la
prontitud en la nucleación de la grieta afectara la vida total del componente endurecido.
Para investigar el comportamiento a fatiga, se realizan una serie de pruebas experimentales en
acero AISI 1045 en su estado de normalizado y tratado termoquímicamente.
32
CAPITULO 2.
MARCO TEORICO
Capítulo 2. Marco teórico
2.1 Introducción.
El propósito de este capítulo es dar un panorama general de las investigaciones realizadas con
materiales borurizados y puntualizar los estudios realizados en la borurización bajo condiciones de
fatiga por diferentes investigadores; estos trabajos radican en la obtención de curvas S-N. Las
pruebas se han realizado en especímenes bajo diferentes condiciones de borurización,
modificando el substrato mediante un tratamiento térmico. También el estudio en algunos casos se
ha realizado en condiciones ambientales agresivas utilizando, por ejemplo, compuestos químicos
como el Cloruro de Sodio.
Los resultados obtenidos en estas investigaciones no revelan un
resultado convincente en cuanto al desempeño del borurizado en condiciones de fatiga, ya que en
algunos casos son contradictorios los resultados obtenidos.
2.2 Caracterización de aceros borurizados.
Las investigaciones reportadas en la literatura abierta en aleaciones ferrosas y no ferrosas
sometidas al borurizado se han enfocado principalmente a la caracterización solo del recubrimiento
bajo condiciones tribológicas y de corrosión debido a las características propias de la capa de
boruros de hierro que se ha formado. La diversidad de estos trabajos en materiales borurizados
es amplia y diversa como se ha mencionado en el párrafo anterior. A continuación se mencionan
algunas investigaciones realizadas en aceros borurizados por el grupo de investigación de
ingeniería de superficies de la SEPI- ESIME Zacatenco del Instituto Politécnico Nacional.
En el 2009, se caracteriza la superficie del acero AISI 4140 mediante la presencia y distribución de
elementos aleantes en la fase Fe2B por la técnica de GDOES; se estiman los esfuerzos residuales
y tenacidad a la fractura por microindentacion Vickers [20].
Durante el 2008 se evaluó la morfología de interfaces borurizadas en el acero AISI M2 por medio
de la teoría fractal. El proceso de borurización se realizó a temperatura de 980°C y 1000°C
durante 2 y 6 h en pasta. La morfología de las interfaces entre las capas FeB, Fe2B y substrato se
analizó por varios métodos encontrando que ambas interfaces son multi-afines [21].
Se ha estudiado la morfología de la rugosidad producida en microgrietas producidas por micro
indentación en la capa de boruros de hierro en la fase Fe2B por medio de geometría fractal. Se
34
utilizó el proceso de borurado en pasta en el acero AISI 1045 a diferentes temperaturas y dos
diferentes tiempos de exposición. Se determinó que todas las microgrietas indentadas muestran
una característica auto afín con el mismo exponente de Hurst H=0.8± 0.1. y KIC=0.42±0.02 MPa
m1/2 [22].
Se evaluó la tenacidad a la fractura en capas borurizadas Fe2B en el acero AISI 1045. Estas capas
se formaron por el proceso de borurado en pasta a diversas temperaturas durante 8 h.
Se
utilizaron dos modelos de grietas Palmqvist de T. Laugier y K. Niihara para evaluar la tenacidad a
la fractura obteniéndose valores de 4.1 ± 0.6 MPa m1/2 y 4.5 ± 1.8 MPa m1/2 [23].
El comportamiento bajo condiciones de corrosión de capas borurizadas en la superficie del acero
AISI 304 fue evaluado en una solución de NaCl. Se utilizo la técnica de EIS, para evaluar la
resistencia de polarización en la superficie del acero. Diagramas de Nyquist mostraron que los
valores más altos de resistencia a la corrosión se presentan en las muestras borurizadas a la
temperatura de 1000°C con tiempo de tratamiento de 4 horas y espesor de pasta de carburo de
boro de 4 mm [24].
Mediante análisis dimensional se estudio la cinética de crecimiento de capas borurizadas FeB y
Fe2B en los aceros AISI 1045 y M2 bajo condiciones de tratamiento de 900, 950 y 1000˚C durante
2 y 6 h. Los resultados indican que el crecimiento de capas borurizadas obedecen la ley de
potencia de la forma y = axb, donde las constantes a y b son una función del material y de la
interface de interés [25].
Se ha evaluado la cinética de crecimiento en la fase Fe2B de capas borurizadas en el acero AISI
1045 por medio de redes neuronales y técnicas de mínimos cuadrados. La fase Fe2B fue formada
utilizando el proceso de borurizado en pasta.
La confiabilidad de la técnica utilizada fue
comparada con datos experimentales de muestras borurizadas durante 5 h a la temperatura de
950°C y potenciales de boro de 2, 3, 4 y 5 mm. Los resultados de espesor de capa muestran un
error promedio de 5.31% para las redes neuronales y 3.42% para el método de mínimos
cuadrados [26].
Otras numerosas publicaciones no pertenecientes al grupo de ingeniería de superficies se han
realizado; por ejemplo, enfocada al estudio de desgaste de elementos borurizados en aceros AISI
1020, 1045, 4140 y 4340 en la capa Fe2B [27]. Se ha realizado la caracterización del
comportamiento en desgaste y fricción de componentes borurizados, descarburizados y
carbonitrurados, concluyéndose los mejores resultados bajo cargas ligeras en borurizadas [28,29].
35
Se han investigado los efectos del tamaño de partícula del polvo utilizado en el proceso de
borurizado en la formación de la capa; concluyendo que a menor tamaño de polvo, el espesor de
capa aumenta y los tiempos de tratamiento disminuyen, además, a mayor contenido de carbono la
dureza crece y el espesor de capa disminuye [30].
Estudios realizados en cuanto microestructura, microdureza, corrosión y propiedades tensiles de
probetas borurizadas a diferentes tiempos se han llevado a cabo en aceros de medio contenido de
carbono, con mejor morfología microestructural y posiblemente mejor distribución de esfuerzos
residuales a menores tiempos de tratamiento impactando en un decremento de microdureza y
mejorando propiedades mecánicas como ductilidad y tenacidad [31].
Otras investigaciones se han realizado en este campo de materiales endurecidos superficialmente
por difusión de boro, tanto por el grupo de ingeniería de superficies como por otros investigadores
que demuestran la gran variedad y aplicabilidad de este proceso en resistencia al desgaste y
corrosión principalmente.
2.3 Vida a fatiga de aceros borurizados.
La mayoría de los trabajos sobre borurización están enfocados principalmente a la caracterización
de la capa, y desempeño bajo condiciones agresivas de ambiente como es corrosión y desgaste.
Sin embargo, debido a las cualidades de la capa de boruros formada en la superficie por el
tratamiento termoquímico del proceso (alta dureza y esfuerzos residuales a comprensión) nace la
idea de estudiar este proceso bajo condiciones de fatiga como lo ha sido ya el nitrurado. Existen
investigaciones realizadas por diferentes autores sobre pruebas mecánicas y fatiga en materiales
borurizados que a continuación son descritas.
Ornig y Schaber [32], afirman que el borurado reduce ligeramente la resistencia y tenacidad en
pruebas de tensión e impacto en comparación a las no tratadas pero considerablemente menos
que lo que se supondría por el alto grado de dureza alcanzada con este proceso en un acero C35;
en un acero Ck10 se muestra una pequeña mejora en sus propiedades.
Por su parte, Atens y Kunst [33], reportan la influencia de un tratamiento de revenido subsecuente
en las propiedades de resistencia y tenacidad de un acero borurizado. Reportan que los valores
de resistencia del acero Ck 45 borurizado, endurecido y subsecuentemente sometido a un
revenido a alta temperatura (550°C) alcanzan los mismos valores de probetas normalizadas, en
cambio a bajas temperaturas de revenido (270°C) causan una pequeña disminución en valores de
resistencia. Valores de tenacidad a la fractura obtenida por pruebas de impacto en acero C45
36
muestran similares tendencias. También, mencionan que la presencia de dos fases (FeB y Fe2B)
es nociva, provocando falla a menores valores de resistencia en comparación a los de una sola
fase (Fe2B).
Scheiber y Riehle [34], encontraron que la resistencia a la fatiga mejora solamente en un rango de
esfuerzos de 185 a 245 MPa en espesores de capa de 40 y 50 µm para un acero C15. Reportan
que efectos negativos de imperfecciones en la superficie fueron compensados con los esfuerzos
residuales presentes en la capa de boruros de hierro, causando dicho incremento en la vida a
fatiga. Así mismo, establecen que espesores mayores no tienen un efecto importante en el
rendimiento de las probetas borurizadas.
Gurevich y Pirogova [35], reportan en diferente proporción la disminución de resistencia a la fatiga
en pruebas de flexión en viga rotatoria en un acero 38KhS.
Dicho acero fue borurado
electrolíticamente y dependiendo del subsecuente tratamiento térmico fue el comportamiento y la
distribución de esfuerzos residuales producidos por el proceso de borurizado. Los espesores de
capa generados fueron de entre 150 y 180 µm.
Figura 2.1 Desempeño a fatiga de probetas borurizadas con diferentes tratamientos térmicos subsecuentes
al borurizado. Grafica tomada de Gurevich y Pirogova [35]. 1. Normalizado a 880°C. y revenido a 560°C
durante 3 h; 2. Borurizado a 950°C durante 3 h, 3. Borurado electrolítico a 950°C durante 3 h. Enfriamiento
al aire. 4. Borurizado electrolítico a 950°C durante 3 h. con enfriamiento al aire y revenido a 560°C durante 3
h.
En la figura 2.1 se observa el efecto de las diferentes condiciones de tratamiento posterior; el
borurizado no tiene efecto prácticamente en el límite de fatiga que es de 400 MPa, el borurizado y
enfriado al aire lo reduce a 300 MPa y el borurizado seguido de revenido a 560°C lo incrementa a
mismas magnitudes del normalizado.
Zamikhovskii [36], presenta un estudio de fatiga en aceros de diferentes contenidos de Carbono
sometidos a borurización. Los aceros st. 20, st. 45 y U8 fueron borurizados en una mezcla de
37
borax y carburo de boro obteniéndose espesores de capa de 170, 150 y 120 µm respectivamente
a 950ºC durante 6 h. Los resultados demuestran un incremento en el límite de fatiga de 18 y 22%
del acero, mientras que la condición de borurizada bajo ambiente corrosivo incrementa el limite de
fatiga entre 60 y 100%, dichos resultados pueden observase en la figura 2.2.
Figura 2.2 Comparación de las curvas S-N. a) pruebas en NaCl. b) pruebas al aire.
Grafica tomada de Zamikhovskii [36].
Celik, Gasan, Ulutan y et al. [37] presentan investigaciones similares de flexión en viga rotatoria
para el acero AISI 1010 resultando desfavorable en el desempeño de viga a fatiga. El decremento
es entre 14-55%. Las condiciones del proceso de borurización se llevaron a cabo en un medio
sólido de carburo de boro durante 850, 900, 950 y 1000°C durante 2, 4 y 6 h; obteniéndose
espesores de capa entre 76 y 286 µm y dureza máxima alcanzada de 1485 HV.
2.4 Fatiga de metales.
La Fatiga de metales es un proceso que causa falla prematura o daño de un componente sujeto a
carga repetida. Este es el resultado de un proceso de daño acumulado constituido por tres etapas:
iniciación de grieta, propagación y fractura final del componente.
38
Durante la carga cíclica, deformación plástica localizada puede ocurrir en un lugar altamente
esforzado. Esta deformación plástica induce daño permanente al componente y una grieta
entonces se desarrollará. Como el componente experimenta un incremento en el número de ciclos
de carga, la grieta existente se ve afectada con su crecimiento (daño) hasta llegar a cierto número
de ciclos donde la sección restante no soporta la carga operacional y el componente falla por
sobre carga.
Existen diferentes estados de daño a fatiga en un componente, donde los defectos pueden iniciar
la grieta desde una sección sin daño inicial y propagar de una manera estable hasta la falla
catastrófica. La iniciación y crecimiento de microgrietas como un resultado de carga a fatiga es una
tarea importante debido a que estas etapas generalmente representan la mayor parte de la vida
total a fatiga, además de que el conocimiento de éstas permite prevenir daño a fatiga.
Para esta situación general la progresión de daño a fatiga puede ser clasificada en los siguientes
estados (véase figura 2.3):
1. Cambio subestructural y estructural causando nucleación de daño permanente.
2. Creación de grietas microscópicas.
3. Crecimiento y coalescencia de defectos microscópicos (microgrietas). Para un punto de
vista práctico, este estado de fatiga generalmente constituye los límites entre iniciación y
propagación.
4. Propagación de macrogrietas en estado estacionario.
5. Inestabilidad estructural o fractura completa.
Las grietas comienzan en un plano cortante localizado en o cerca de un concentrador de
esfuerzos, tales como inclusiones, porosidades, bandas de deslizamiento o discontinuidades. Una
vez que la nucleación ocurre y las cargas cíclicas continúan la grieta tiende a crecer a lo largo del
plano de esfuerzo cortante máximo.
Las condiciones de nucleación de microdefectos y la velocidad de propagación de grieta a fatiga
es ampliamente influenciada por un amplio rango de factores mecánicos, microestructurales y
ambientales.
Es importante notar que un mayor obstáculo para el desarrollo de modelos de predicción de vida
consiste en la definición de iniciación de grieta. Por ejemplo, desde el punto de vista de materiales
relacionado a mecanismos microscópicos de fatiga se enfocaría en la nucleación de
imperfecciones del tamaño de micrómetros en bandas de deslizamiento, límites de grano y
39
Instituto Poliitécnico Nacio
onal, Esime Zacatenco
Z
rugosidad
d de superficies fatigadas; en camb
bio un punto
o de vista macroscópico
m
o lo relacionaría con
el límite de
d resolució
ón de equipo
o de detecció
ón de grietass (no destru
uctivas) del orden
o
de fraccción de
milímetro
o. La vida total
t
a fatiga
a es definida
a como la suma del número de cicclos para iniciar una
grieta a fa
atiga y el nú
úmero de cicclos para pro
opagarla hata un tamaño
o crítico de grieta.
g
Figura 2.3 Ettapas de vida a fatiga de un
u componentte mecánico.
Existen trres metodolo
ogías cuand
do se habla de
d fatiga de materiales [38],
[
estas son:
s
1. Método
M
vida-esfuerzo (sstress-life), S-N. Fue el primer método de análisis de fatiga
de
esarrollado. Este es em
mpleado principalmente
e para apliccaciones de alto ciclado
o donde
essfuerzos y deformacione
d
es son elástticas y no distingue entre nucleació
ón y propaga
ación de
grrieta.
M
vida-deformación
n (strain-life)). Este méto
odo está bassado en la observación
o
n que en
2. Método
m
muchos
com
mponentes la respuessta del ma
aterial en zonas críticcas (muesccas) es
de
ependiente de la deform
mación. A altos niveles de carga, en
e el régime
en de fatiga de bajo
ciclado, la re
espuesta deformación-e
esfuerzo cíclico y el comportamien
nto del mate
erial son
m
mejor
modela
ados bajo co
ondiciones de
e deformación controlad
da.
3. Mecánica
M
de la fractura.. Esta meto
odología requiere que un
u tamaño de
d grieta iniicial sea
co
onocido o as
sumido. La opción máss exitosa parra estudiar la
a propagació
ón de grieta
a a fatiga
esstá basada en
e concepto
os de Mecánica de la Fra
actura.
German Annibal Rodríguezz Castro
40
Z
2.5 Curv
vas esfuerz
zo-Número
o de ciclos
s a falla (S--N)
Las base
es del métod
do esfuerzo--vida es el diagrama
d
de Wöhler, el cual
c
es una grafica de esfuerzo
e
alternante
e, S, contra
a ciclos a falla,
f
N.
El procedimie
ento más co
omún pero no por eso
o menos
importantte para generar datos S-N es la prueba de flexión
f
en viga
v
rotatoria
a. Las probe
etas son
pulidas con
c una secc
ción reducida
a en la cual el nivel de esfuerzos
e
en
n la superficcie del espéccimen es
calculado
o con la ecua
ación de la viga:
v
=
(2.1)
Una de las desventa
ajas de este
e método ess que ignora
a el comporrtamiento essfuerzo-defo
ormación
verdaderro y trata tod
das las deforrmaciones co
omo elástica
as. Esto es significativo
o ya que la in
niciación
de grietas a fatiga es
s causada por
p deformacción plástica
a, de ahí que
e la técnica S-N sea válida solo
ormaciones plásticas pe
equeñas. Lo
os datos derivados de prruebas de S-N
S
son usu
ualmente
para defo
presentad
dos en una grafica log--log con una
a línea de ajuste
a
de loss datos como se presen
nta en la
figura 2.4
4
Figura 2.4 Curva
C
S-N parra el acero AIISI 1045. Graffica tomada de
d Bannantine
e et al. [38].
2.6 Mecánica de la
a fractura.
Como se
e menciono anteriormen
nte la vida a fatiga con
nsta de iniciación y pro
opagación de
e grieta.
Para estiimar la vida
a de un com
mponente en
n propagació
ón de grieta
a la mecánicca de la fractura es
utilizada requiriendo un tamaño
o inicial de grieta ya sea
s
postulad
da o real se
egún el objetivo de
estudio.
41
Principios de mecánica de la fractura lineal elástica (LEFM) son utilizados para relacionar la
magnitud del campo de esfuerzos y su distribución en las proximidades de la punta de una grieta,
el esfuerzo nominal aplicado a la estructura o componente y el tamaño y orientación de la grieta o
discontinuidad.
2.6.1 Modos de carga.
Para establecer métodos de análisis de esfuerzos de grietas en sólidos elásticos es pertinente
definir tres tipos de desplazamiento relativo a las caras de la grieta llamados modos; los que son
indicados en la figura 2.5. Los tres modos son:

Modo I. Apertura o modo tensil (Las caras de la grieta son separadas).

Modo II. Deslizamiento o cortante en el plano (Las caras de la grieta se deslizan una sobre
la otra perpendicular a la línea del frente de grieta).
 Modo III. Cortante o cizallamiento (Las caras se deslizan una sobre la otra en una dirección
paralela a la línea del frente grieta).
Figura 2.5 Modos de carga.
2.6.2 Factor de intensidad de esfuerzos.
En 1920´s, Griffith [39] formuló el concepto de que una grieta en un componente se propagará si la
energía total del sistema es disminuida con la propagación de la grieta. Esta teoría fue
desarrollada para materiales elásticos ideales. En 1940´s, Irwin [40], extendió la teoría para
materiales dúctiles (cierto comportamiento plástico previo a la falla) postulando que la energía por
deformación plástica debe de ser sumada a la energía por la creación de una nueva superficie
agrietada. Identificó que para materiales dúctiles, el término de energía de superficie
42
es
frecuentemente despreciable comparado a la energía asociada con la deformación plástica.
También definió una cantidad, G, que es la rapidez de disipación de energía de deformación o
fuerza impulsora de grieta; la cual es la energía total absorbida durante el agrietamiento por unidad
de incremento en longitud de grieta y por unidad de espesor.
En 1950’s, Irwin [41] hizo otra contribución mostrando que los esfuerzos locales cerca de la punta
de la grieta están dados por:
Modo I
=
=

(2
)
/
)
/
2

(2
=

) /
= (
+

2

2
3
2
2

cos cos

(2.2)

1−2 +
2
/
=

),
/
=
3
2
2
1+
2
(

1−
2

1−2 −
2
2
=0
Modo II
=−

(2
=
=
/
)
(2
)
2
/

(
) /
= (

2
2
/
=
2


2
3
2


(2.3)
),
/
=
3
2
2
2
1−
+

2+

2
2−2 +
−1 + 2 +

2

2
=0
Modo III
=−

(2
)
/
2
43
=−
=

(2
=
)
/
2
=
/
=−
2
=
(2.4)
=0

2
=0
Donde las componentes de los esfuerzos y las coordenadas r y θ son mostradas en la figura 2.6;
u,v y w son los desplazamientos en las direcciones x, y y z respectivamente; υ es la módulo de
Poisson y G es el módulo de elasticidad cortante. Irwin también mostró que la energía G es
equivalente a K y que la propagación de grieta ocurre cuando una velocidad de liberación de
energía de deformación critica Gc (Kc) es alcanzada.
El análisis dimensional de las ecuaciones 2.2-2.4 indica que el factor de intensidad de esfuerzos
debe ser linealmente relacionado al esfuerzo y a la raíz cuadrada de una longitud característica.
Basado en el análisis original de Griffith en componentes de vidrio con grietas y la subsecuente
extensión a materiales más dúctiles, la longitud característica es la longitud de grieta.
Figura 2.6 Sistema de coordenadas y componentes de esfuerzo
en frente de la punta de grieta.
44
Consecuentemente, la magnitud del factor de intensidad de esfuerzos debe ser relacionada
directamente a la magnitud del esfuerzo normal aplicado y a la raíz cuadrada de la longitud de
grieta, a. En todos los casos la forma general del factor de intensidad de esfuerzos esta dado por:
=
√
( )
(2.5)
donde f(g) es un parámetro que depende de la geometría del miembro en particular y la geometría
de la grieta. El esfuerzo de principal interés en la figura 2.6 y en la mayoría de las aplicaciones
prácticas es el σys, de ahí que σys es el máximo en la ecuación 2.2 por tanto θ=0 y se tiene el modo
I de carga
=
(2.6)
√
Reorganizando esta expresión muestra que:
=
√2
(2.7)
En ubicaciones más lejanas de la punta de grieta (incrementándose r), el esfuerzo en la dirección
“y” decrece.
Sin embargo KI permanece constante y describe la intensidad del campo de
esfuerzos al frente de la grieta. Este mismo factor de intensidad de esfuerzos es relacionado con
el esfuerzo global por la ecuación 2.5 para varias geometrías de grietas. Por lo que, KI describe la
intensidad del campo de esfuerzos al frente de una grieta en algún elemento tanto como el factor
de corrección geométrico, f(g), puede ser determinado.
2.6.3 Integral J y Desplazamiento de apertura de punta de grieta.
Otros dos parámetros de mecánica de la fractura que pueden utilizarse para calcular las fuerzas
impulsoras son la integral de superficie, JI, y el desplazamiento de apertura de grieta δI (CTOD,
por sus siglas en ingles).
2.6.3.1 Integral J.
La integral de superficie J propuesta por Rice [42] es un método de caracterización del campo de
esfuerzo-deformación en la punta de una grieta por una integral de superficie tomada
suficientemente lejos de la punta de grieta para ser analizada elásticamente y entonces sustituirla
por la región inelástica cerca de la punta de la grieta. Esta técnica puede ser utilizada para estimar
las características de fractura de materiales que exhiben comportamiento elástico-plástico y es un
medio de extender los conceptos de mecánica de la fractura lineal elástico a elástico-plástico.
45
La integral de superficie está definida como sigue:
=
Donde
(2.8)
−
= Contorno rodeando la punta de la grieta como muestra la figura 2.7
W = Carga de trabajo por unidad de volumen o para cuerpos elásticos, la densidad
de energía de deformación =

.
T = Vector de tracción en ds definido de acuerdo a la normal n a lo largo de
,
Ti=σijnj.
= Vector de desplazamiento en ds.
ds = Longitud de arco a lo largo del contorno .
= Velocidad de trabajo suministrado debido al campo de esfuerzos en el
área cerrada por .
Figura 2.7 Sistema de coordenadas en la punta
de la grieta y la integral de superficie. Tomada de Rice [42].
Para comportamiento elástico lineal, la integral J es idéntica a G, la rapidez de liberación de
energía por unidad de extensión de grieta. Por lo tanto:
=
=
(2.9)
En la mayoría de los casos, KI es utilizada reconociendo que
=
(2.10)
Para condiciones de deformación plana, y para esfuerzo plano
=
(2.11)
46
Es común en la mayoría de las situaciones medir la tenacidad a la fractura utilizando la integral J
(Jc y JCI) y convertir estos valores a Kc o KIc.
2.6.3.2. Desplazamiento de apertura de punta de grieta CTOD.
Los esfuerzos de tensión aplicados a un cuerpo que contiene una grieta tienden a abrir la grieta y
por lo tanto a desplazar sus superficies en una dirección normal a su plano. Para pequeños
desplazamientos y deformaciones plásticas en la punta de la grieta, los campos de esfuerzos y
deformación generados pueden ser descritos por análisis elástico lineal. Bajo estas condiciones
de carga, la inestabilidad de la fractura se puede predecir utilizando el factor de intensidad de
esfuerzos en deformación plana crítico, KIC.
Como el tamaño de la zona plástica y el desplazamiento en la punta de la grieta se incrementa, la
distribución de esfuerzos y deformaciones en las cercanías puede ser caracterizado mejor por un
análisis plástico elástico más que uno elástico lineal. Well [43] argumentó que el desplazamiento
de apertura en la punta de la grieta refleja la distribución de deformaciones en esa región.
También propone que la fractura inicia cuando las deformaciones en la región de la punta de la
grieta alcanzan un valor crítico, el cual puede ser caracterizado por un desplazamiento de apertura
de punta de grieta crítico.
Utilizando un modelo de plasticidad de punta de grieta propuesto por Dugdale [44], es posible
relacionar el CTOD al esfuerzo aplicado y longitud de grieta. Este modelo consiste de una grieta
que atraviesa el espesor de una placa infinita sujeta a un esfuerzo de tensión normal al plano de la
grieta Figura 2.8.
Figura 2.8 Relación entre KIC y CTOD.
47
La grieta con longitud de 2a + 2ry. En cada extremo de la grieta, hay una longitud ry, que está
sujeta al
que tiende a cerrar la grieta o a prevenir su propia apertura. Por lo que, el
desplazamiento en la punta de la grieta original, δ, la cual es CTOD, se incrementa como la
longitud de la grieta real lo hace o como la carga aplicada se incrementa. La relación básica
desarrollada por Dugdale es:
(2.12)
=8
Donde:
= Resistencia de cedencia del material.
a = 1/2 longitud de grieta real
σ = Esfuerzo nominal
E = Módulo de elasticidad del material.
Utilizando una serie polinomial para ” ln sec
πσ
σ
+
=8
"
tenemos:
+
(2.13)
Para valores de esfuerzo nominal menores que σ , una aproximación razonable para δ, utilizando
únicamente el primer término de esta serie es:
(2.14)
=
Y teniendo que para una grieta de longitud 2a,
(2.15)
= √
y
=
,
(2.16)
=E
(2.17)
=
(2.18)
Se tiene la siguiente relación.
Considerando que
=
(2.19)
Tenemos
48
(2.20)
=
Al inicio de la inestabilidad de grieta bajo condiciones de deformación plana, donde KI alcanza el
valor crítico KIC y CTOD alcanza un valor critico,
c,
=
(2.21)
Al igual que se utiliza la integral J para encontrar valores K, medidas de
c
se utilizan para
convertirlas a valores de KC.
2.6.4 Tamaño de zona plástica.
Como se mencionó previamente, los materiales desarrollan deformaciones plásticas cuando el
σ
es excedido en la región cercana de la punta de la grieta (Véase figura 2.9). La cantidad de
deformación plástica es limitada por el material circundante que permanece elástico. El tamaño
de esta zona plástica es dependiente de las condiciones de esfuerzo del cuerpo.
En un cuerpo delgado, los esfuerzos a través del espesor (σz) no pueden variar apreciablemente
debido a la delgadez de la sección. Debido a que no pueden existir esfuerzos normal a la
superficie libre, σz=0 en la sección y esto da como resultado un estado biaxial de esfuerzos
conocida como condición de esfuerzo plano.
Figura 2.9 Cedencia cerca de la punta de grieta.
En un cuerpo grueso, el material es restringido en la dirección z debido al espesor de la sección
transversal y por tanto εz=0 resultando en una condición de deformación plana. Máxima restricción
existe en las condiciones de deformación plana y consecuentemente el tamaño de la zona plástica
es más pequeña que la desarrollada en la condición de esfuerzo plano. El tamaño de la zona
49
Z
plástica ry, puede serr estimado a partir de la
a ecuación del campo de
e esfuerzo por
p el σ
ressultando
en:
=
(2.22)
Irwin [45]] sugiere qu
ue el tamaño
o de la zona
a plástica bajo
b
deforma
ación plana puede ser obtenida
o
considera
ando el inc
cremento en
n el esfuerzzo tensil pa
ara la cede
encia plástica causada
a por la
restricció
ón elástica de la deforma
ación plana.. Bajo estas condicioness, la resisten
ncia de cede
encia es
estimada
a a incremen
ntarse por un
u factor de
e √3. Conssecuentemen
nte, el tama
año en defo
ormación
plana es::
=
(2.23)
a variación del
d tamaño de la zona plástica
p
al frrente de la punta
p
de
Una reprresentación grafica de la
grieta es mostrada en la figura 2.10.
Figura 2.10 Representació
R
ón esquemátiica del tamañ
ño de la zona
plá
ástica al frentte de la punta
a de grieta. To
omado de Ba
annantine [38
8].
ño de la zon
na plástica cíclica
c
es cu
uatro veces más pequeñ
ña en comp
paración del tamaño
El tamañ
monotónico. Cuando
o la carga te
ensil nomina
al es reducid
da, la región plástica cerrca de la pun
nta de la
erpo elástico
o circundantte. Las ecuaciones 2.22 y 2.23
grieta es puesta en comprensión por el cue
son ahora
a:
50
para esfuerzo plano
=
(2.24)
y para deformación plana
=
(2.25)
El tamaño de zona plástica cíclica (figura 2.11) es más pequeña que la monotónica y
cercanamente característica de un estado de deformación plana aun en placas delgadas. De
hecho conceptos de LEFM pueden frecuentemente ser utilizados en el análisis de problemas de
crecimiento de grieta a fatiga aún en materiales que exhiben considerable ductilidad.
Figura 2.11 Tamaño de zona plástica cíclica.
2.7 Propagación de grietas a fatiga.
La principal pregunta concerniente a crecimiento de grieta a fatiga es: ¿Cuánto le toma a una
grieta crecer de un tamaño inicial a0 hasta el máximo tamaño permisible? Hay tres aspectos a
esta pregunta: a) tamaño de grieta inicial, ao; b) Tamaño de grieta crítico acr; y c) Período de
crecimiento entre ad y acr.
51
Figura 2.12 Curva de crecimiento de grieta.
El tamaño de grieta ad corresponde al tamaño mínimo que puede ser detectado con técnicas de
inspección no destructivas o en su defecto un tamaño que no es detectado pero si asumido.
Segundo el tamaño permisible máximo de grieta, acr, puede ser determinado utilizando análisis de
LEFM o EPFM para predecir el inicio de extensión de grieta inestable. El tercer aspecto requiere
de conocimiento de una curva de crecimiento de grieta a fatiga, mostrada esquemáticamente en la
figura 2.12.
2.7.1 Curvas de crecimiento de grieta a fatiga.
Los parámetros utilizados para describir el crecimiento de grieta a fatiga, se muestran en la figura
2.13, en la cual una carga que varía es mostrada con una amplitud de esfuerzo constante, donde:
(2.26)
=
∆ =
(2.27)
−
= (
+
)
(2.28)
= (
−
)
(2.29)
52
Figura 2.13 Variables que describen las condiciones a fatiga.
El historial de esfuerzos puede ser convertido en un historial de factor de intensidad de esfuerzos
en una longitud de grieta dada multiplicando el historial de esfuerzos por un coeficiente de factor
de intensidad de esfuerzos, entonces los siguientes parámetros son definidos:
=
á
=
í
=
√
( )
= ( )∆ √
(2.30)
(2.31)
√
(2.32)
√
=
=
=
= ( )
= ( )
=
∆
= ( )
√
(2.33)
(2.34)
(2.35)
=
En el caso elástico, el factor de intensidad de esfuerzos es suficiente para describir el campo de
esfuerzos en la punta de la grieta. Cuando la zona plástica en la punta de la grieta es pequeña
comparada con el tamaño de la grieta, el factor de intensidad de esfuerzos da una buena
indicación del “estado de esfuerzos” en la punta de la grieta.
A partir de que dos parámetros son requeridos para caracterizar el ciclo de fatiga, dos parámetros
son necesarios para caracterizar el comportamiento de la velocidad de propagación de grieta. La
relación de crecimiento de grieta por ciclo,
puede ser generalmente descrita con la relación del
tipo:
= ( , )
(2.36)
53
La relación de propagación de grieta a fatiga está definida como la extensión de grieta, Δa, durante
un pequeño número de ciclos, Δn. Debido a que el crecimiento de grieta durante un ciclo es
discontinuo, el mínimo valor de dn es un ciclo. Para amplitud constante, se puede utilizar la
correlación entre velocidad de propagación de grieta a fatiga,
de esfuerzos, ΔK. Por lo tanto, integrando los datos
y el rango del factor de intensidad
-ΔK sobre un apropiado rango de longitud de
grieta se puede obtener la curva longitud de grieta-número de ciclos (a – n).
El comportamiento de propagación de grieta puede ser dividido en tres regiones, como se aprecia
en la figura 2.14, estas son:
El comportamiento en región I exhibe un factor de intensidad de esfuerzos cíclico llamado umbral,
ΔKth, debajo del cual la grieta se establece y empieza a crecer.
La región II representa el estado estacionario puesto que la grieta crece a una velocidad constante;
este comportamiento de propagación de grieta a fatiga se sitúa arriba de ΔKth y es generalmente
representado por una ley de potencia de ΔK arrojando a una relación lineal entre log
y log
(ΔK).
En la región III la velocidad de propagación de grieta es inestable y la fractura por sobre carga se
hace inminente pues se alcanza el valor de Kc.
54
Figura 2.14 Características de la curva de velocidad de
Crecimiento de grieta a fatiga da/dn -ΔK.
2.8 Factores influyentes en la propagación de grieta a fatiga.
•
Efectos de la proporción de esfuerzos. La relación R, puede tener un efecto significante en
la velocidad de crecimiento de grieta. En general, para una ΔK constante; entre más positivo sea
R, mas altas son las velocidades de crecimiento de grieta. Otra ecuación que considera los efectos
de R es la de Walker (ecuación 2.38) ya que toma en consideración los efectos de la relación de
esfuerzos. La ecuación 2.39 de Forman es frecuentemente utilizada para predecir los efectos de R;
esta ecuación es válida únicamente para valores de R>0 ya que para valores de R<0 no existe un
cambio significante en la velocidad de crecimiento.
•
Efectos ambientales. La velocidad de crecimiento de grieta puede ser ampliamente
influenciada por efectos ambientales. Estos efectos son extremadamente complicados cuantificar
debido al gran numero de variables mecánicas, químicas y metalúrgicas, así como la interacción
entre ellas. Los efectos ambientales en la velocidad de crecimiento de grieta es fuertemente
55
dependiente de la combinación del material-ambiente.
Algunos factores que influencian los
efectos ambientales son los siguientes:
Frecuencia de Carga. En ambientes agresivos, la frecuencia de carga afecta el crecimiento,
sin embargo este efecto no es observado en ambientes inertes.
En general a bajas
frecuencias, la velocidad de crecimiento de grieta se incrementa a mayor tiempo de exposición
en ambiente agresivo durante el proceso de fatiga.
Efectos de Temperatura.
La vida a fatiga es reducida con incremento en la temperatura.
Además efectos ambientales son usualmente mayores a temperaturas elevadas.
Esto es
debido al crecimiento de óxido que promueve el agrietamiento intergranular y acelera el
agrietamiento transgranular.
Forma de onda del ciclo de carga. Velocidadades altas de crecimiento de grieta a fatiga
generalmente ocurren si la porción de incremento de carga en el ciclo ocurre más lentamente.
Es decir, cuando el tiempo para alcanzar la máxima carga es pequeño, la influencia del
ambiente es minimizada. En fatiga al aire sin ambiente agresivo este efecto no es observado.
2.9 Cerramiento de grieta.
En 1970´s Elber [46] observó que las superficies de las grietas a fatiga cierran cuando la carga
aplicada está aún en tensión y no abren nuevamente hasta que suficiente carga a tensión es
alcanzada en el próximo ciclo. Elber desarrollo la teoría de cerradura de grieta para explicar este
fenómeno.
También, propone que la cerradura de grieta ocurre como un resultado de la plasticidad de la
punta de grieta.
Conforme crece la grieta, también crece una estela de material deformado
plásticamente mientras el cuerpo circundante permanece elástico.
Propone que como el
componente es descargado, el material estrechado plásticamente causa que las superficies de la
grieta hagan contacto una contra la otra antes de que la carga cero sea alcanzada. Por lo tanto un
rango de factor de intensidad de esfuerzos efectivo debe ser alcanzado ΔKeff, el cual es más
pequeño que ΔK y por lo tanto debe ser usado en predicciones de Crecimiento de grieta.
56
2.10 Descripciones de velocidad de crecimiento de grieta a fatiga.
Muchas descripciones de la función f((ΔK , R) han sido propuestas. De las primeras descripciones
en la literatura fueron basadas en modelos físicos del proceso de crecimiento de grieta o
ecuaciones que describen tendencia en los datos.
La ecuación de ley de potencia de Paris [47] fue inicialmente propuesta para describir el
comportamiento de la región central de la curva de velocidad de crecimiento de grieta para valores
específicos de relación de esfuerzo R. Esta ecuación está dada en forma general por:
(2.37)
= (∆ )
Donde C y m son constantes determinadas experimentalmente.
La ecuación de Walker [48] ofrece una de las primeras ecuaciones que considera el cambio en la
relación de esfuerzos R, la cual es una pequeña modificación a la de Paris.
= [(1 − )
]
(2.38)
Donde C, m y p son constantes empíricas.
La ecuación de Forman [49] inicialmente propuesta para describir el comportamiento tanto de la
región II y III de la curva de crecimiento de grieta. La Ley de Paris fue dividida por un factor que
alcanzaría cero cuando el factor de intensidad de esfuerzos alcanzara un valor crítico. La forma
general es:
=(
(∆ )
)
∆
(2.39)
Donde C, p y KC son evaluados experimentalmente para un material y espesor dado. La ecuación
de Forman puede ser reacomodada de la siguiente forma, mostrando la capacidad de describir
múltiples conjuntos de datos de la relación de esfuerzos R.
=
(
)
.
(2.40)
Las constantes empíricas de las ecuaciones de Paris, Walker y Forman son derivadas mediante un
analsis de regresión lineal.
57
Elber propone una ecuación modificada de Paris para considerar la cerradura de grieta,
considerando una ΔK, esta es:
= (K
)
(2.41)
El obtiene la relación empírica

= 
=


(2.42)
= 0.5 + 0.4
(2.43)
La ecuación es válida únicamente para valores de R>0. Otros investigadores han desarrollado
expresiones para U para valores de R<0. Argumentos de cerradura de grieta son muy importantes
en predicciones de crecimiento de grieta de amplitud variable.
2.11 Fatiga en superficies endurecidas.
La iniciación de grietas a fatiga y crecimiento de pequeñas imperfecciones son temas de
considerable interés para estimar la vida de recubrimientos superficiales.
Recubrimientos
superficiales producidos por tales procesos como PVD, CVD o atomización de plasma son
aplicados a componentes bajo condiciones de servicio tribológicas y de fatiga.
2.11.1 Grietas Cortas a fatiga en recubrimientos superficiales.
Grietas a fatiga generalmente inician en la superficie del recubrimiento avanzando a través de éste
en una dirección aproximadamente perpendicular a la interfaz entre el recubrimiento y substrato.
Estudios teóricos de las condiciones gobernantes del avance continuo de una grieta a través de
una interfaz entre dos materiales de diferentes propiedades elásticas y plásticas son de gran
ayuda sobre la racionalización del crecimiento de grieta a fatiga en estos.
Por simulaciones numéricas [50, 51] se ha mostrado que la integral J en la punta de la grieta Jtip
llega a ser más pequeña que la integral J aplicada remotamente cuando en un sistema
capa/substrato una grieta avanza del material más débil en esfuerzo de cedencia al más resistente
y la deformación plástica en la punta de grieta comienza a difundirse en la interfaz.
=

(2.44)
58
En otras palabras, la punta de la grieta es parcialmente protegida o blindada de las cargas
aplicadas; como el material más resistente plásticamente se aleje del frente de la punta de la grieta
demandando una magnitud un esfuerzo de apertura más elevado que el material menos resistente
directamente enfrente de la punta de la grieta.
La figura 2.15(a) muestra esta tendencia donde la relación computada numéricamente
. Aquí σys es la resistencia de cedencia del material más
es graficada como una función de
√
débil plásticamente y L es la distancia a partir de la punta de la grieta a la interfaz, como se
muestra esquemáticamente en la figura 2.15(b).
Cuando la grieta se aproxima a la interfaz a partir del sólido más resistente plásticamente, el índice
de disipación de energía de la punta de la grieta, cuantificado por la integral J es amplificado
> 1.
La amplificación o reducción de la velocidad de disipación de energía cuando una grieta se
aproxima en dirección perpendicular a una interfaz está sustentada en experimentos de Suresh
[52]; en donde el arresto o propagación de la grieta depende de dónde y hacia que material se
dirige considerando la plasticidad de cada uno de estos. Este efecto sucede de igual forma en
crecimientos de grietas a través de una interfaz orientada ya sea a 30º, 45º y 60º al plano de la
grieta [53].
Se ha encontrado que esta modificación de velocidad de disipación de energía es una función de
la dirección del avance de la grieta relativo a la interfaz, la distancia desde la punta de la grieta a la
interfaz, el espesor finito de la interfaz, el gradiente en propiedades, incluyendo la diferencia
elástica, plástica y térmica del material a través de la interfaz y el nivel de restricción impuesta por
la interfaz. Si además de la diferencia plástica se impone una elástica, la extensión total del
blindaje y la magnitud de la zona plástica pueden ser influenciadas por la diferencia en sus
propiedades.
También cambios en el crecimiento de grieta cerca de la interfaz puede
incrementarse debido a esfuerzos residuales térmicos.
59
Figura 2.15 Comportamiento de J en una interfaz. a) Variación predicha numéricamente
de Jtip/Japp en función de KI/(σy√L). b) Geometría de interfaz esquemáticamente mostrada
junto con la nomenclatura utilizada. C) Definición de Jtip y Japp. Tomado de Suresh [52].
2.12 Tenacidad a la fractura.
Cuando el factor de intensidad de esfuerzos alcanza un valor crítico, Kc, tiene lugar la fractura
inestable. Este factor de intensidad de esfuerzos crítico es conocido como tenacidad a la fractura
del material.
La tenacidad a la fractura varía con el espesor del espécimen hasta que una
condición límite es alcanzada en estado de deformación plana, esta es conocida como tenacidad a
la fractura en deformación plana KIC.
Por tanto la tenacidad a la fractura, Kc, está definida como la resistencia a la propagación de una
grieta en un espécimen de prueba o miembro estructural [54]. El valor más bajo de KC ocurre bajo
la condición lineal elástica, resultando en fracturas frágiles.
2.12.1 Método de prueba estándar ASTM E-1820 [55].
Basados en la Norma ASTM E-1820 se pueden obtener valores de tenacidad a la fractura por
medio de las gráficas carga-apertura de boca de grieta (P-CMOD) y Carga-Desplazamiento (PLLD) de una prueba de flexión en tres puntos.
60
2.12.1.1 Calculo de K.
Si la gráfica P-CMOD resulta elástica lineal, se calcula un valor condicional KQ que involucra la
construcción de una línea secante inclinada 5% de la región lineal de la misma grafica P-CMOD.
Para probeta en flexión a una carga PQ, se calcula KQ como sigue:
=
(2.45)
( )
/
Donde:
/
=
[ .
.
.
.
]
/
(2.45)
Donde ai = Longitud instantánea de la grieta.
PQ = Carga condicional de KIC obtenida de la curva P-CMOD.
S = Espacio entre puntos de apoyo.
B = Espesor de probeta.
W = Altura de la probeta.
Si KQ cumple todos los requerimientos establecidos en esta norma, entonces KQ=KIC.
2.12.1.2 Calculo de J.
El método de prueba J utiliza datos P-LLD (figura 2.16). Para una probeta a flexión de muesca en
una cara, tenemos:
=
+
(2.46)
Donde Jelástica = Componente elástica de J
Jplástica = Componente plástica de J
61
Z
Fig
gura 2.16 Currva carga-dessplazamiento para flexión en
e tres punto
os.
p
corres
spondiente en
e la grafica P-DLL, J ess igual a:
Para un punto
(
=
 )
+
(2.4
47)
Donde K es calculada considerando a=a0, y
=
(2.48)
mo muestra la figura 2.17
Donde Aplp = Área com
B = Espesor neto
n
del esp
pécimen
bo = W-a0
Figura
a 2.17 Definicción del área para cálculo de J.
62
Z
C
DE
D CTOD (δδ)
2.12.1.3 CALCULO
El CTOD
D se calcula para
p
un punto en la curvva P-CMOD (figura 2.18
8) es realizad
do como sigue:
=
(
 )
+
(
[
(
)
)
(2.49)
Donde: a0 =longitud de
d grieta iniccial
K = Factor de
d intensidad
d de esfuerzzos definido en ecuación
n 2.41con a = a0 y P = Pmax
Vpl =Compo
onente plásttica de dessplazamiento
o de apertu
ura de grie
eta en el punto de
evalua
ación en la curva
c
carga-desplazamie
ento.
Z = Distancia de la cara
a de la cuchillla a la cara de la muescca.
rp = Factor de
d rotación plástica
p
= 0.4
44
El valor de
d Vpl es ob
btenido graficando una línea con la pendiente de
d la parte elástica
e
a partir de la
carga má
áxima como es indicado en la figura 2.18.
8 Definición del Vpl y Pmax
culo de K.
Figura 2.18
m para cálc
Una vez que se tiene
e el valor de
e CTOD, enttonces se tie
ene el valor crítico de apertura de punta
p
de
grieta que es la máx
xima abertura
a que soporrta la probeta
a a determin
nada longitu
ud de grieta y ocurre
la falla ca
atastrófica.
63
CAPITULO 3
PROCEDIMIENTO
EXPERIMENTAL
Capítulo 3. Procedimiento
experimental.
3.1 Introducción.
En este capítulo se describen las pruebas realizadas durante el trabajo de investigación al acero
AISI 1045 borurizado.
Se utiliza una nomenclatura para referirse a las diversas pruebas y
condiciones de endurecimiento, estas son: TEN se refiere a las probetas utilizadas en tensión,
SEN en flexión en tres puntos, VRM a viga rotatoria en probeta con muesca y VRRA a viga
rotatoria en probeta reloj de arena.
La letra B se refiere a Borurizado, N a normalizado, T a
templado y finalmente el numero (1, 3, 6) a continuación de la letra es el tiempo de borurizado en
horas (h).
Se realizan pruebas de tensión basado en la norma ASTM E-8M [56] con el objetivo de obtener
las propiedades mecánicas del acero AISI 1045 borurizado y posteriormente utilizar estos datos
para aplicarlo en cálculos relacionados con tenacidad a la fractura y crecimiento de grieta.
Se presenta el desarrollo experimental realizado para las curvas S-N que permiten obtener una
primera aproximación del desempeño a fatiga del acero borurizado.
Estas pruebas fueron
desarrolladas en probetas VRM realizando un análisis estadístico basado en la Norma ASTM E739 [57] y en probetas VRRA.
También se detalla el trabajo experimental de pruebas de tenacidad a la fractura en probetas tipo
SENB en tres puntos basado en la Norma ASTM E-1820, utilizando el criterio de P-CMOD y PLLD. Las
probetas utilizadas para esta prueba tienen una modificación en la muesca en
comparación con la norma utilizada; debido a que la superficie a endurecer debe ser cubierta con
mínimo 10 mm de carburo de boro, como se observa en la figura 3.6.
Igualmente, se desarrolla el trabajo con respecto a crecimiento de grieta a fatiga sujeto a carga
constante. Las pruebas se efectuaron en probetas SEN en tres puntos. Se utilizó un método óptico
para medir la rapidez de crecimiento de grieta
𝑑𝑑𝑑𝑑
;
𝑑𝑑𝑑𝑑
esto fue logrado tomando fotografías cada
determinado número de ciclos y un microscopio óptico con una magnificación de 4 a 40x.
65
Resumiendo las pruebas experimentales realizadas al acero AISI 1045 borurizado se presenta la
figura 3.1.
Figura 3.1 Experimentos realizados bajo condiciones de fatiga
El material utilizado para el trabajo de investigación fue el acero AISI 1045, el cual tiene las
propiedades físicas y mecánicas listadas en la tabla 3.1
Tabla 3.1 Propiedades físicas y mecánicas del acero AISI 1045
COMPOSICION QUIMICA
C
Si
Mn
Pmax.
Smax.
0,43-0,50
0,15-0,35
0,60-0,90
0,04
0,05
0
FORJADO
1050-1200
NORMALIZADO
870-890
TRATAMIENTOS TERMICOS RECOMENDADOS ( C)
RECOCIDO
TEMPLADO
REVENIDO
800820-850. AGUA
650-700
205-670
830-860. ACEITE
850
PUNTOS CRITICOS
AC 1 . 730
AC 2 . 785
3.2. Dimensiones de probetas.
Las probetas ensayadas a tensión en base a la Norma ASTM E-8 tienen las dimensiones más
pequeñas que permite la norma debido a la capacidad de la maquina servo hidráulica, que es de
25 kN. Las dimensiones de las probetas TEN son indicadas en la figura 3.2:
Ambos tipos de probeta, VRM y VRRA fueron manufacturadas a partir de una barra redonda de
diámetro 12.7 mm en las dimensiones indicadas en la figura 3.3 y 3.4. La muesca fue maquinada
con un inserto de Carburo de Tungsteno afilado especialmente con radio de punta 0.2 mm y el
radio generado en un torno de control numérico.
66
Figura 3.2 Dimensiones de las probetas TEN. Dimensiones en mm.
Figura 3.3 Dimensiones de probeta VRM. Dimensiones en mm.
Figura 3.4 Dimensiones de probeta VRRA. Dimensiones en mm.
Debido a que el proceso de borurizado afecta la rugosidad superficial del material base, se llevaron
a cabo para obtener una rugosidad superficial de 0.1 a 0.2 µm en la zona de prueba después del
borurizado; mediante lija de Carburo de Silicio de diferentes tamaños de grano se realizó el
rectificado. Estas pruebas de rugosidad se encuentran en el anexo A de esta tesis.
Las probetas SEN se manufacturaron a partir de un bloque cuadrado de 19.05 mm de acero AISI
1045. La muesca en las probetas SEN se generó con un cortador de ángulo doble a 60° en acero
67
alta velocidad. Este cortador se afilo en la punta con el fin de obtener un radio máximo en raíz de
muesca de 0.2 mm; Se utilizó una fresa Universal DIMSA modelo FUX-120 para la manufactura de
estas probetas. La figura 3.5 muestra la operación de generado de muesca
Figura 3.5 a) Manufactura de la ranura en probetas SEN
b) Acercamiento a la herramienta de corte para generar la muesca en probetas SENB.
Las dimensiones finales de las probetas SEN se indican en la figura
3.6; éstas fueron
configuradas en base a la Norma ASTM E-1820 que toma de referencia el alto de la probeta
indicada con la literal W que es de 9.05 mm.
Figura 3.6 Dimensiones de probeta SEN. Dimensiones en mm.
Para las pruebas de crecimiento de grieta, a partir de la raíz de muesca se trazo una graduación
para el seguimiento de crecimiento de grieta empleando un calibrador de alturas Mitutoyo, dicha
graduación se realizó cada 0.3 mm entre cada una de las marcas. El espesor de las probetas es
de 6 ±0.25 mm.
68
3.3 Proceso de borurización.
El método utilizado para el proceso de borurado fue de empaquetamiento en caja utilizando
carburo de boro en polvo, Ekabor2.
Las figura 3.7 a 3.8 muestran esquemáticamente los diferentes tratamientos realizados a cada
una de las probetas utilizadas en los estudios. Son diferentes condiciones utilizadas
manteniéndose únicamente la temperatura de borurización en todos los casos a 950°C.
La
temperatura de revenido para las VRM y VRRA es de 205°C y en las probetas SEN y TEN es a
550°C.
Figura 3.7 Condiciones de tratamiento para probetas VRM.
69
Figura 3.8 Condiciones de tratamiento para probetas VRRA.
Figura 3.9 Condiciones de tratamiento para probetas SEN Y TEN.
70
Los recipientes utilizados para cada uno de los tratamientos fueron de acero inoxidable AISI 304L
de geometría rectangular y circular, dependiendo de la probeta. En las figura 3.10, 3.11 y 3.12 se
muestran los recipientes utilizados para las diversas probetas TEN, VRRA y SEN respectivamente.
Figura 3.10 a) Probetas TEN antes de borurización con y sin
protección para evitar difusión de boro en sujeción para prueba.
Figura 3.11 a) Probetas VRRA antes de borurización.
b) Recipientes de acero inoxidable 304L para borurización
Figura 3.12. Recipientes de acero inoxidable 304L para SEN
71
Como se mencionó en la sección 3.2 con respecto a las probetas VRM sobre la rugosidad, las
probetas SEN previo al proceso de borurización, se prepararon mediante lijado en las caras
laterales de la misma para obtener una rugosidad de 0.4 µm, que de acuerdo con las pruebas de
acabado superficial, esta rugosidad es la óptima.
3.4 Caracterización de la capa borurizada.
Se realizaron diversas pruebas para confirmar la formación de boruros de hierro en la superficie
previo a las pruebas de fatiga y tensión para asegurar las características deseadas en la capa de
acuerdo a las condiciones de los tratamientos.
Estas pruebas se realizaron mediante varias
técnicas, éstas son:
1. Metalografía, espesor de capa y porosidad.
2. Adhesión.
3. Perfil de durezas.
4. Espectrometría de Rayos X por Dispersión de energía.
5. Perfil de esfuerzos residuales.
6. Pruebas de Nanoindentación.
3.4.1 Metalografía, espesor de capa y porosidad.
Se realizó metalografía en las muestras borurizadas. Las muestras fueron preparadas mediante
un desbaste con lija de carburo de silicio desde No. 80 hasta No. 1000, posteriormente se pulieron
con alúmina de 0.05 μm. en paño microcloth. Para revelar la estructura se atacaron por 6 a 7 s.
con Nital al 4% vol. En seguida se utilizo un microscopio óptico, se tomaron micrografías para ser
analizadas con el software Image Pro-Plus V. 4.0. En esta etapa se mide el espesor de la misma
promediando las longitudes de cada diente [58] como se indica la figura 3.13.
Figura 3.13 Medición de espesor de capa.
72
Dentro de esta técnica de metalografía, también se obtuvo el porcentaje de porosidad mediante el
método de mallado, el cual se realizo en varias zonas de la capa obteniéndose un valor promedio
de las diferentes zonas de la capa.
3.4.2 Adhesión.
La caracterización del sistema substrato-capa borurada se realizó cualitativamente. Se utilizó un
durómetro Standard Tipo Rockwell y el indentador estándar de cono de diamante a una carga de
150 kg (Rockwell C) produciendo un daño adyacente a los límites de la indentación. Después de
la indentación, un microscopio óptico fue utilizado para evaluar las pruebas a una magnificación de
100X. El daño del recubrimiento fue comparado con un patrón definido de resistencia de adhesión
representado por las siglas HF (german short form of adhesión strength) [59]. Dentro de este
patrón, las características producidas por el penetrador son clasificadas, donde HF1 A HF4 definen
suficiente adhesión y HF5 y HF6 representan insuficiente adhesión, véase anexo B.
3.4.3 Perfil de durezas.
Para obtenr el perfil de durezas, se empleó un microdurómetro modelo VHS 1000 serie 0004 para
formar un perfil de dureza en cada una de las diferentes condiciones de borurización de acuerdo a
la norma ASTM E384[60], se utilizó una carga constante de 100 g durante 10 segundos. La
obtención de datos de dureza se estableció a diferentes distancias a partir de la superficie, el
número de datos de durezas adquiridos dependió del espesor de capa, a mayor espesor, mayor
número de datos de dureza, véase figura 3.14.
Figura 3.14 Esquema de la distribución de las micro-indentaciones sobre la fase Fe 2 B (500X)
(Cortesía: M. en C. Giselle Ramírez Sandoval, Universidad Politécnica de Cataluña, Barcelona España)
73
3.4.4 Espectrometría de Rayos X por Dispersión de energía.
La emisión de rayos X secundarios a través del uso de microscopía electrónica de barrido, permite
estimar la distribución de elementos relativamente pesados en las capas borurizadas. Mayor
información aparece en el anexo C referente a esta técnica.
3.4.5 Perfil de esfuerzos residuales.
Muestras cilíndricas bajo las mismas condiciones de borurado, según la prueba, han sido utilizadas
para evaluar el perfil de esfuerzos residuales a lo largo de la capa borurada. Las pruebas fueron
llevadas a cabo utilizando un equipo de rayos X XTRESS3000 (véase figura 3.15) utilizando una
radiación CrKα con ángulo de difracción de 2θ = 156.4º (ancho de banda λ=2.28 A°) operando a
30 KV. El ángulo de inclinación de medición fue fijado entre -45º a +45º y el ángulo φ establecido
en 45º y 90º. En cada ángulo de rotación, ocho medidas en diferente anguloψ fueron realizadas.
Con el objetivo de obtener un perfil de esfuerzo residual contra espesor de capa borurada, la
superficie del acero borurado fue removida por electropulido cada 10 μm.
Los valores de
referencia de Modulo de Young y módulo de Poisson para los cálculos fueron tomados de
Frantzench, et al [61]. Para este método referirse al anexo D.
Figura 3.15 Equipo de rayos X modelo XTRESS 3000
ubicado en la empresa San Luis Rassini, Piedras Negras, Coah.
3.4.6 Pruebas de nanoindentación.
Estas pruebas se han realizado en un nanoindentador CSM con punta Berkovich. Mediante esta
técnica se analizaron las tres regiones más representativas; la fase Fe 2 B, en la interfaz
capa/substrato y en el substrato.
Las probetas analizadas son B1h, B3h, BT1h y BT3h.
74
Dependiendo de la zona de prueba la carga de varió en base a pruebas preliminares que
permitieran un tamaño de huella de micrones; estas cargas son de 500, 250 y 100 mN. para la
fase Fe 2 B, interfaz y substrato respectivamente. El objetivo de estas pruebas es obtener las
curvas Carga contra profundidad de penetración con el fin de obtener por la teoría de contacto
formulada por Oliver- Pharr propiedades puntuales del endurecimiento realizado a la superficie del
material. Consultar el Anexo E para mayor referencia.
3.5 Equipo utilizado para la pruebas de tensión y fatiga.
3.5.1 Máquina de flexión en viga rotatoria.
Para las pruebas de fatiga en viga rotatoria en voladizo se utilizó el equipo ilustrado en las figuras
3.16 y 3.17 modelo RBF200. Este equipo tiene un rango de velocidad de 500 a 10,000 RPM y un
rango de momento flexionante de 0 a 22.5 N-m. Este equipo fue utilizado gracias a las facilidades
otorgadas por el Ing. Luis Cristian Pérez y el Sr. Flavio Salmerón, responsables del Laboratorio de
Materiales y procesos en el Instituto Tecnológico de Estudios Superiores de Monterrey (ITESM),
Campus Estado de México.
EL equipo consta de un brazo cónico que cumple la función de aplicar el peso a la probeta y
generar el momento en la parte más delgada de la probeta. Este brazo esta calibrado para utilizar
probetas de 216 mm de longitud (véase figura 3.3); esta longitud de probeta fue utilizada para las
VRM en donde sólo se borurizaron.
Figura 3.16 Maquina de fatiga a flexión en viga
rotatoria, ubicado en Laboratorio de Materiales
del ITESM Campus Estado de México.
Figura 3.17 Extensión de brazo para maquina de
fatiga a flexión en viga rotatoria. Dispositivo
donado al ITESM, campus Estado de México
75
Sin embargo para las probetas VRRA debido al tratamiento de temple posterior a la borurización y
debido a la longitud de la misma probeta se torcían evitando pudieran ser montadas en el equipo
de prueba. Por esta causa a las probetas VRRA se realizó una modificación al brazo de aplicación
del momento.
La figura 3.16 muestra el dispositivo fabricado para probetas de 101.6 mm de longitud montado
en la máquina de fatiga en flexión en viga rotatoria y el dibujo de detalle se presenta en el anexo H.
Este dispositivo ha sido donado al ITESM, Campus Estado de México.
3.5.2 Equipo para pruebas de tensión y flexión en tres puntos.
Estas dos pruebas se realizaron en la máquina servo-hidráulica MTS -858 TABLE TOP SYSTEM
de capacidad 2.5 kN y máxima frecuencia del actuador de 10 Hz, (figura 3.18), con una interface a
PC que permite configurar la prueba por medio del programa TestStar. La máquina MTS está
localizada en el Laboratorio de la sección de estudios de posgrado e investigación de la Escuela
Superior de Ingeniería Mecánica y Eléctrica (ESIME), Unidad Zacatenco.
Figura 3.18 Maquina servo-hidráulica modelo
MTS -858 TABLE TOP SYSTEM
Para las pruebas de tensión se utilizó un extensómetro MTS 634 con el objetivo de obtener el
modulo de elasticidad, la figura 3.19 muestra la configuración de la probeta una vez montada en la
máquina servo hidráulica.
76
El dispositivo ilustrado en la figura 3.20 se fabricó con el fin de realizar las pruebas de flexión en
tres puntos tanto para Tenacidad a la fractura como para crecimiento de grieta. Este dispositivo
tiene la capacidad para probetas de 20 a 85 mm de distancia entre apoyos y espacio para colocar
un extensómetro CMOD, los dibujos de detalle se encuentran en el Anexo H.
Figura 3.19 Configuración de la prueba de tensión. a)Mordazas, b)probeta, c)extensómetro.
Figura 3.20 Dispositivo para prueba de tres puntos.
La configuración para la prueba de tenacidad a la fractura (Norma ASTM E-1820) se ilustra en la
figura 3.21. En ella se observa el dispositivo de tres puntos, la probeta y el extensómetro CMOD
modelo MTS 632.03f-20 con una apertura calibrada de 12 mm y carrera de 4 mm.
77
Figura 3.21 Configuración para la prueba de tenacidad a la fractura.
a) sujetador de cuña, b) probeta, c) cuña, d) extensómetro CMOD, e)dispositivo 3 puntos.
Para la prueba de crecimiento de grieta se realizó la adaptación de varios equipos en la máquina
MTS, estos son: base de microscopio, Microscopio óptico (4-40X), Cámara digital, dispositivo tres
puntos y PC. El arreglo de la colocación del microscopio es mostrado en la figura 3.22, en la cual
se observan los diferentes componentes del mismo.
Figura 3.22 Distribución de equipo para pruebas de flexión
en tres puntos. A) microscopio, B) cámara, C) dispositivo de
flexión en 3 puntos, D) software de adquisición de imágenes
ScopePhoto, E) máquina servo-hidráulica, F) base de
microscopio, G) aplicador de carga.
3.6 Procedimiento experimental.
3.6.1 Pruebas de fatiga en viga rotatoria en voladizo.
Las pruebas de fatiga a probetas VRM fueron llevadas bajo una frecuencia de 66 Hz (4000 RPM)
en un rango de esfuerzo generado en la raíz de entalla (Kt=2.53) de 95 a 655 MPa, hasta la
78
fractura total, con un límite de fatiga establecido de 10x105 ciclos. Dos condiciones de material
fueron probadas, el primer acero AISI 1045 normalizado y la segunda en probetas borurizadas con
material base AISI 1045 con el objetivo de obtener la influencia del recubrimiento bajo condiciones
de fatiga. Para estimar la variabilidad y distribución estadística de la vida a fatiga se realizaron
pruebas replicadas, teniendo un porcentaje de replicación de 33-50% requerido para investigación
y desarrollo de pruebas. El objetivo de las pruebas es estimar una distribución estadística de la
resistencia a la fatiga en un ciclado específico, (1x106 ciclos) mediante el método de escalera [6264], para estimar propiedades estadísticas en el límite de fatiga. Véase anexo F.
Las pruebas a probetas VRRA de igual forma se realizaron a 66 Hz (4000 RPM) con un rango de
esfuerzos de 260 a 125 MPa. La figura 3.23 muestra las condiciones de prueba para VRA y VRRA.
Figura 3.23 Condiciones experimentales para VRM y VRRA.
3.6.2 Tenacidad a la fractura.
Para obtener la tenacidad a la fractura es necesario obtener las graficas DLL y CMOD. Esta
grabación o adquisición de datos consiste en la construcción de una grafica a partir de la captura
de valores del sensor de carga contra el sensor de desplazamiento, tanto para DLL y CMOD. La
prueba se continúa hasta que el espécimen no soporte más la carga y fracture.
El procedimiento que involucra la configuración y conducción de la prueba es el siguiente:
1. Determinar la dimensión crítica de la probeta (a, B, W).
2. Seleccionar un tipo de probeta, en este caso flexión y tipo de muesca.
3. Manufactura del espécimen.
4. Pre-agrietamiento de la probeta.
5. Determinar la fijación de la probeta (dispositivo tres puntos) y extensómetro CMOD.
6. Prueba.
79
7. Análisis de carga-desplazamiento.
8. Calculo de K IC condicional (K Q ).
9. Validación de K IC .
Para el punto 4, el pre-agrietamiento se realizó hasta una longitud de 7.5 mm con R=0.57 y P max =7
kN. La carga se puede aplicar a diferentes velocidades; varia de lenta (máxima carga alcanzada
en 10 s o más) a dinámica (o impacto) donde la máxima carga es alcanzada en cerca de 0.0001 s.
En este caso la velocidad de carga es baja (entre 10 y 60 s), establecida a 100 N/s con el cual
aseguramos que la razón de cambio del factor de intensidad de esfuerzo sea menor a 2.75 MPa.
3.6.3 Crecimiento de grieta.
Las pruebas de flexión en tres puntos se llevaron a cabo para cumplir el objetivo tres planteado en
la tesis: obtener la velocidad de crecimiento de grieta (da/dn) del acero AISI 1045 borurado bajo
condiciones de fatiga, basado en la Norma ASTM E-647 [65].
En la figura 3.24 se observa las condiciones para las pruebas de fatiga, indicando los valores para
cada uno de los parámetros necesarios para configuración de pruebas. Estas condiciones se
utilizan para las tres condiciones de las pruebas SEN, Normalizado (N), borurado 1 y 6 h (B1h,
B6h) y borurado 1 y 6 h con templado (BT1h, BT6h).
Figura 3.24 Condiciones experimentales de pruebas SEN.
3.7 Estudio de superficies de fractura.
Una examinación macroscópica debe siempre ser realizada primeramente. Esto puede ser hecho
con la ayuda de la simple vista o lentes de mano, y es suficiente para indicar en la dirección que se
ha propagado la grieta y la ubicación de iniciación. También algunas veces es posible distinguir
entre fatiga y fallas por sobrecarga y si la fractura es relativamente reciente. Fracturas viejas
80
tienden a cambiar de color por corrosión. Con la ayuda de un estereoscopio se pueden observar
características más especiales asociadas con el origen de la grieta.
Figura 3.25. Rangos aproximados de magnificación para instrumentos
utilizados para estudiar las superficies de fractura.
Las superficies de fractura exhiben tanto características macroscópicas como microscópicas; el
estudio de ambas requiere de un amplio rango de magnificación y diversidad de instrumentos,
figura 3.25.
Por tanto, se recomienda emplear, microscopios electrónicos, especialmente el MEB por su
profundidad de campo ya que puede ser de bajas a altas magnificaciones. El MEB (anexo C)
prácticamente ha reemplazado al microscopio óptico para la examinación directa de superficies de
fractura. Sin embargo el microscopio óptico es indispensable para la metalografía.
El uso de microscopios electrónicos es esencial para la determinación de los tipos de fractura con
certeza. Esto es debido a que ciertas características solo son reveladas a magnificaciones del
orden de 1000x o mayores.
81
CAPITULO 4
ANALISIS DE
RESULTADOS
da/dN (m
m/ciclo)
1 E 06
1.E‐06
1.E‐07
1.E‐08
10
K (MPa m‐1/2)
100
Capítulo 4. Análisis de
Resultados
4.1 Introducción.
Este capítulo presenta el análisis de los resultados obtenidos a partir del trabajo experimental
llevado a cabo en el capítulo III. La primera parte del capítulo analiza lo concerniente a las curvas
S-N tanto para las VRM y VRRA, donde se analiza el efecto en la vida a fatiga a flexión (R=-1) en
acero AISI 1045 borurizado. La segunda parte se analiza lo referente a la tenacidad a la fractura y
velocidad de crecimiento de grieta afectado por el borurizado con sus diferentes gradientes de
dureza obtenidos por tratamientos térmicos.
4.2 Caracterización de la capa borurizada.
4.2.1 Metalografía, espesor de capa y porosidad.
Para las probetas VRM, el espesor de capa bajo las condiciones ya mencionadas de borurado fue
de 200µm, mostrando una morfología de tipo diente de sierra (característica del borurado) la cual
asegura una buena adhesión de capa al substrato. La figura 4.1 muestra una micrografía de acero
AISI 1045 borurado de probetas VRM.
Figura 4.1 Micrografía del acero AISI 1045 borurado
83
La influencia de la porosidad es de gran impacto en el rendimiento de vida a fatiga. En estos tipos
de endurecimientos superficiales el porcentaje de porosidad juega un papel importante puesto que
determinan si existe un período de nucleacion de grieta o es nulificado esta etapa. Para las
probetas VRM la porosidad promedio en la capa es de 20%, en esta condicion aparece el mayor
porcentaje determinado. El porcentaje obtenido por el metodo de malla se puede observar en la
figura 4.2
Figura 4.2 Imagen de mallado para obtener porcentaje de porosidad
La tabla 4.1 muestra el porcentaje de porosidad para las diferentes condiciones de borurización.
Se observa que los porcentajes de porosidad están dentro de lo normal para estos
endurecimientos que oscilan entre el 10%.
Tabla 4.1. Porosidad y espesor de capa
POROSIDAD Y ESPESOR DE CAPA DE CARBURO DE BORO
CONDICION SUPERFICIAL
ESPESOR (µm)
POROSIDAD (%)
BORURIZADO 1 h
40±11
10 ±3
BORURIZADO 3 h
80±13
9±2
BORURIZADO 6 h
150±15
12±2
BORURIZADO 8 h
200±25
18±3
En el caso de las probetas VRRA, el espesor de capa fue de 40 μm; espesor que se busco formar
para replicar las condiciones de Scheiber y Riehle en sus experimentos a fatiga. Además, debido
al temple posterior al borurizado, se obtuvo una zona de temple de 800 μm, con el objetivo de
lograr un gradiente de dureza suave entre capa y substrato.
Las micrografías de estas condiciones para probetas VRRA pueden ser observadas en la figura
4.3, en donde se observa el efecto del temple que impacta el perfil de durezas.
84
Instituto Politécnico Nacio
onal, ESIME Zacatenco
Z
SUBSSTRATO
ZONA DE
D TEMPLE
a)
b)
Figura 4.3 a) Micrografíía del acero AISI
A 1045, pro
obeta B1h
b) Miccrografía del acero
a
AISI 10
045, probeta BT1h
B
.
hesión.
4.2.2 Adh
GRIETASS
RADIALES
Figurra 4.4 Prueba
as de adhesió
ón por Rockwe
ell C en la cap
pa de boruross.a),
b)) borurizado 1h. c) borurizzado 3 h y d) borurizado
b
3 h y templado.
La morfo
ología aserra
ada de la ca
apa increme
enta la adhe
esión del sisstema. Sin embargo existe
e
un
cambio en
e el grado de adhesión
n entre mue
estras borurizadas y borrurizadas mas templada
a siendo
mayor pa
ara las segundas refleján
ndose única
amente con la
l formación
n de grietas radiales
r
desspués de
85
la micro indentación; en cambio las únicamente borurizadas muestra una combinación de grietas
radiales y delaminación como se puede observar en la figura 4.4 A excepción de las muestras
borurizadas que denota una adhesión cualitativa deficiente de HF5 las demás condiciones están
dentro de suficiente adhesión cayendo entre HF2 y HF4 de la norma VDI 3198.
4.2.3 Perfil de durezas.
El perfil de durezas fue tomado como se indico en el punto 3.4.3. La figura 4.5 muestra un
gradiente de dureza brusco entre substrato y capa para probetas VRM con un valor máximo de
1500 y 1200 HV en las puntas de las aserraciones de capa, en el substrato se presenta una
dureza de 320 HV.
1800
Dureza (HV)
1500
1200
900
600
300
0
0
100
200
300
400
Distanica a la superperficie (μm)
Figura 4.5 Perfil de dureza de probetas VRM (950ºC-8 h)
1800
Dureza (HV)
1500
B1h
BT1h
1200
900
600
300
0
0
500
1000
1500
Distancia a la superficie (μm)
Figura 4.6 Perfil de dureza de probetas VRRA (950ºC-1 h)
86
Para el caso de las figuras VRRA,se observa en la figura 4.6, que a pesar de reducir el tiempo de
tratamiento a 1 h se sigue presentando este mismo gradiente, sin embargo con la aplicación del
temple posterior al borurizado, se aprecia una zona intermedia de dureza entre el substrato y la
capa que inicia en 950HV y se reduce gradualmente hasta alcanzar los 320 HV ya en el substrato.
4.2.4 Espectrometría de rayos X por dispersión de energía, (EDS).
Se realizo EDS a las probetas para evaluar cualitativamente la composición de la capa de boruros
generada por el tratamiento y en un momento dado corroborar si algún elemento externo podría
afectar la composición de la capa. En la figura 4.7 se observa la distribución de los elementos
pesados que conforman la capa, así como la distribución de los mismos en la zona analizada para
las probetas VRM.
Se observan 4 elementos y se confirma la presencia de Boro en la capa, así como el hierro que
forman los carburos de hierro y el Carbono que no fue desplazado al substrato. Este patrón se
presenta en las probetas borurizadas y borurizadas templadas en la capa de boruros.
a)
b)
Figura 4.7 a) Composición química de capa borurizada medida en la sección transversal por EDS en probeta
VRM (950ºC-8 h). b) Distribución de elementos a lo largo e la capa borurizada.
4.2.5 Perfil de esfuerzos residuales.
Un dato importante que afecta el desempeño a fatiga son los esfuerzos residuales, producidos por
el acomodo elástico de desajustes entre diferentes regiones en una estructura. Los diferentes
coeficientes de dilatación entre capa y substrato determinan la magnitud de los esfuerzos
residuales y su distribución. La magnitud y distribución de los esfuerzos residuales depende
considerablemente de la extensión de la composición de la fase del recubrimiento.
87
1000
Esfuerzo residual (MPa)
500
0
-500
-1000
-1500
0
45
90
-2000
-2500
-3000
0
50
100
150
200
250
Distancia desde la superficie (µm)
Figura 4.8 Perfil de esfuerzos residuales en probeta VRM
En la figura 4.8 se observan tres ángulos de rotación como ya se estableció en la sección 3.4.5. En
las primeras 50 μm los esfuerzos son prácticamente a compresión con un valor máximo de 2500
MPa, beneficiosos para las pruebas. Pero a partir de las 100 μm en adelante se convierten en
tensiles, esfuerzos ahora perjudiciales; sin embargo, la zona más propensa a iniciar grietas seria
antes de las 100 μm debido a que esa zona existen mayor cantidad de microgrietas y porosidades.
Un efecto combinado entre esfuerzos residuales e imperfecciones de la capa, dan origen a grietas
prematuras que pueden afectar o reducir la resistencia a fatiga.
4.2.6 Pruebas de Nanoindentación.
Los resultados obtenidos por nanoindentación demuestran la heterogeneidad de la capa y el efecto
que producen en la zona de difusión. Las propiedades de módulo de elasticidad y el esfuerzo de
cedencia son reflejo de la variación que presentan en un área de micras provocando
comportamientos diferentes ante solicitudes de carga. Se analizaron tres zonas, la primera se
refiere a la capa (en la fase Fe2B), la segunda en la interfaz de aserración y zona de difusión y
finalmente en la zona de difusión.
Para el primer caso, en la fase Fe2B, el módulo de elasticidad se encuentra en un rango 313 a 285
GPa. En la figura 4.9 se pueden ver los resultados de nanoindetación para los casos indicados en
la misma grafica, a partir de la profundidad de penetración y recuperación, el promedio de
plasticidad es de 60% para la Fe2B.
88
Para la zona de interfaz el modulo de elasticidad tiene mayor variación ya que en esta zona se
tiene efecto el temple realizado. Para las probetas borurizadas, el módulo de elasticidad esta en el
rango de 205 a 248 GPa, en este punto se debe tener cuidado puesto que los resultados varían de
acuerdo a la localización de la indentación puesto que se puede cargar hacia la capa o hacia el
substrato variando el resultado. Sin embargo, los resultados si muestran diferencia en propiedades
con la capa independientemente hacia donde cargue o dirija la indentación. Esta diferencia en
comparación con la capa sustenta el hecho de que una zona crítica es la interfaz de capa
substrato por la diferencia abrupta de propiedades. Se observa en la grafica 4.11 por las
profundidades de penetración en el substrato que tanto la BT1h y BT3h muestran una componente
elástica mayor, después de la penetración tiene la capacidad de recuperarse y por tanto la huella
final es de menor profundidad que las solo borurizadas (B1h y B3h).
600
BT1
500
B1h
BT3h
Carga (mN)
400
B3h
300
200
100
0
0
200
400
600
800
1000
1200
1400
Profundidad (nm)
Figura 4.9 Gráfica obtenida por nanoindentación de diferentes
condiciones de borurizado y pos tratamiento en la fase Fe2B.
Para el caso de la zona de difusión, el porcentaje de plasticidad es de 80% lo que indica que que
permite una mayor deformación plástica. El módulo de elasticidad varía de 208 a 220 GPa.
Igualmente que en la interfaz existe una diferencia de comportamiento debido al temple puesto que
la penetración final o la huella es de menor profundidad.
89
120
100
BT1
B1h
Carga (mN)
80
BT3h
B3h
60
40
20
0
0
200
400
600
800
1000
1200
Profundidad (nm)
condiciones de borurizado y pos tratamiento en la interfaz capa/substrato.
120
BT1
100
B1h
Carga (mN)
80
BT3h
B3h
60
40
20
0
0
200
400
600
800
1000
1200
Profundidad (nm)
condiciones de borurizado y pos tratamiento en la zona de difusión.
90
4.3 Pruebas de tensión.
Las pruebas de tensión como se mencionó en el capitulo anterior se llevaron a cabo en base a la
norma ASTM E-8. Se analizaron 4 condiciones. Los resultados son mostrados en la tabla 4.2
Tabla 4.2. Propiedades mecánicas de probetas borurizadas durante 1 y 6 h y templadas
CONDICION
SUPERFICIAL
PROPIEDADES MECANICAS
ESFUERZO RESISTENCIA
ESPESOR MÓDULO DE
DE
A LA
%
CAPA
ELASTICIDAD CEDENCIA TRACCION REDUCCION
(µm)
(GPa)
(MPa)
(MPa)
DE AREA
N
%
ALARGAMIENTO
EN 25.4 mm
198 ± 3.5
550
939±47
39
11
B1h
40
213±1.5
360
654±8
25
10
B6h
150
218±3.0
370
662±19
13
8
BT1h
40
215±4
835
955±10
15
5
BT6h
150
216±2.4
850
972±46
14
6
Como se puede apreciar en la tabla el decremento que causa el borurizado en cuanto al esfuerzo
de cedencia σys en un 35% aproximadamente independientemente del tiempo de 1 y 6 h de
tratamiento termoquímico. Para la resistencia última se presenta una reducción de 30%
aproximadamente. A partir de la fractografía se puede deducir el efecto del borurizado ya que de
una fractura dúctil en N ahora se produce por una fractura frágil en B como se observa en la figura
4.13; además, el porcentaje de reducción de área es un buen parámetro para cuantificar la
disminuación de la ductilidad por el borurizado ya que disminuye hasta un 13% en B6h por la
misma restricción que opone la capa al deformarse.
En las borurizadas templadas (BT1 h y BT6h) tanto el esfuerzo de cedencia y ultimo aumentan
aproximadamente 35% debido al efecto producido por el templado, que básicamente es producido
por la zona elástica del material con valores de 850 MPa. También existe un punto importante con
respecto al modulo de elasticidad, ya que para todas las condiciones de borurizado, esté aumenta
en 15 GPa en comparación con las probetas sin endurecer.
A pesar del alto E y σys obtenido por nanoindentación, se puede observar que el comportamiento
macro obtenido por las pruebas de tensión es desfavorecido por el borurizado, siendo esto un
aspecto importante a considerar ya que la utilización de elementos borurizados está en función de
su aplicación.
91
Este tipo de endurecimientos en donde se forma una capa, exhiben un agrietamiento transversal
por periodos. Este fenómeno es posible por la propagación de bandas de Lüder, las cuales siguen
el crecimiento de las grietas transversalmente a partir de la capa hacia el substrato y que llegando
a la interfaz formada por éstos, forman concentradores de esfuerzo.
10
Carga (kN)
8
6
4
2
0
0.0
1.0
2.0
3.0
4.0
Desplazamiento (mm)
Figura 4.12 Grafica Carga - desplazamiento para una probeta borurizada durante 6h (B6h)
La naturaleza frontal de la propagación de las bandas de Lüder es reflejada en el diagrama de
carga-desplazamiento por una zona de diente de sierra, mostrado en la figura 4.12. La nucleación
de una grieta en la capa corresponde a la formación de un diente en el diagrama de carga y la
relajación de esfuerzos corresponde a cada uno de los dientes en la curva esfuerzo – deformación
que está relacionada al desarrollo de deformaciones plásticas localizadas.
Durante la prueba, las grietas transversales en la capa y sus bandas de deformación plástica
localizada en el substrato son distribuidas periódicamente a lo largo del material deformado de la
capa, resultando en su fragmentación, como se observa en la figura 4.13.
La deformación plástica de la capa de boruros comienza en el momento en que dos bandas de
Lüder aparecen en el substrato propagándose a partir de cualquier concentrador de esfuerzos
hacia el centro del espécimen. Sin embargo, el recubrimiento rígido inhibe el desarrollo de frentes
de bandas de Lüder debido a que estas propagan por pasos.
92
a)
b)
c)
Figura 4.13 Fractografias de la cara lateral de probetas sometidas a tensión. A) probeta normalizada,
b) probeta borurizada durante 1 h. c) Probeta borurizada durante 6 h.
Conforme avanza la prueba una nueva grieta transversal es formada en el substrato, una banda
de Lüder se propaga una distancia igual al espacio entre grietas y entonces para. El frente de la
banda de Lüder está en su máxima velocidad justamente después de su formación y su velocidad
es cero antes de la iniciación de otra grieta en la capa. La iniciación de una grieta es precedida por
el desarrollo de campos de deformación.
4.4 Curvas S-N
Realizadas las pruebas de fatiga de flexión en viga rotatoria se obtuvieron las curvas S-N para las
probetas VRM y VRRA. Para las VRM se obtiene la región finita y el límite de fatiga para el acero
sin endurecer y borurizado bajo las condiciones establecidas previamente (950°C-8 h).
En la figura 4.14 se observa el comportamiento a fatiga de probetas VRM en condición de
borurizadas y sin endurecer del acero en estudio; en la zona de bajo ciclaje que es menos a
100,000 ciclos de vida se observa gran similitud en rendimiento, pasando esta zona, se nota más
la separación de rendimiento, siendo mejor para las sin borurizar Este comportamiento se podría
explicar de la siguiente forma, a altos esfuerzos cerca del esfuerzo de fluencia, existe gran
deformación plástica produciendo daño permanente y el efecto de fatiga es mínimo para ambas
condiciones superficiales. En niveles de menores esfuerzos, el efecto de fatiga es mayor, existe un
periodo de iniciación de grieta para la condición de acero normalizado, este periodo ausente en las
tratadas debido a porosidades y microgrietas características de la capa borurizada; diferencia que
se ve reflejada en la extensión de vida para las primeras.
93
Esfuerzo aplicado (MPa)
300
N
250
B8H
200
150
100
50
0
5
10
15
20
25
Ciclos a falla (x105)
Figura 4.14 Comportamiento a fatiga de probetas VRM
Considerando un límite de fatiga de 1x106 ciclos, por el método de escalera (Anexo F) se obtiene
el límite de fatiga para ambas condiciones. El límite de fatiga para las probetas VRM en estado
normalizado es de 161 MPa con desviación estándar de 17.11 MPa y 101 MPa con desviación
estándar de 8 MPa para borurizadas. La disminución en el rendimiento a fatiga en estas pruebas
es del 37%. Observamos, entonces que bajo las condiciones de borurizado la vida a fatiga es
reducida, donde la disminución es entre 14% y 55% para diferentes condiciones de tratamiento.
En cuanto a las pruebas de VRRA igualmente se realizaron a una velocidad de 4000 RPM en un
rango de 260 a 125 MPa, enfocándose en pruebas de alto ciclaje (arriba de 100,000 ciclos de
vida). En este caso como el objetivo es analizar el efecto de un gradiente de dureza de transición
entre capa borurada y substrato, tres condiciones fueron estudiadas, las cuales son: Normalizada,
borurada y borurada más temple (véase tabla 3.3) a 1 y 3 h de tratamiento de borurización. Los
resultados son mostrados en las figuras 4.15 y 4.16.
Además en estas figuras podemos observar una pequeña mejora en el rendimiento a fatiga de
muestras borurizadas y templadas en comparación a las solo borurizadas. A pesar de existir una
zona de temple (véase figura 4.3) el efecto es mínimo, pues las micro grietas formadas por el
borurado, ahora son más largas debido al temple, esto es porque durante el calentamiento de la
probeta hasta la temperatura de temple el grano del material crece y al enfriarlo el choque térmico
genera esfuerzos residuales, en donde la grieta ya formada crece para liberar estos esfuerzos.
94
También se observa que el desempeño bajo el tiempo de tratamiento de 1 y 3 h. no tiene un efecto
importante.
300
N
270
B1h
240
BT1h
Esfuerzo aplicado (MPa)
210
180
150
120
90
60
30
0
0
10
20
30
40
50
Figura 4.15 Comportamiento a fatiga de probetas VRRA durante 1 h de borurización.
300
N
270
B3h
240
BT3h
Esfuerzo aplicado (Mpa)
210
180
150
120
90
60
30
0
0
10
20
30
40
50
Figura 4.16 Comportamiento a fatiga de probetas VRRA durante 3 h. de borurización.
95
Z
4.4.1 Fra
actografía.
Realizada
a la prueba a fatiga de probetas VRM
VR se tomó
ó una muesttra represen
ntativa de la fractura
ocurrida en las prob
betas boruradas y fue observada
o
po
or medio de
el estereoscopio. La figu
ura 4.17
muestra el
e patrón de fractura a niveles
n
de 14
40 MPa.
FATIGA
A
FRACTUR
RA FRAGILL
a)
C
CLIVAJE
b)
Fig
gura 4.17 Fra
actografía de probetas VRM
M
ura 4.17 a) se observa para la probetas VRM dos zonas, una de creccimiento de grieta a
De la figu
fatiga y otra
o frágil; ad
demás, de que
q el crecim
miento no fue
e concéntricco y que el crecimiento
c
s cargo
se
más haccia un lado, posibleme
ente debido a
zonas de microgrrietas en la
a capa y un
u cierto
descentra
ado en la su
ujeción de la probeta.
Se obse
ervan peque
eñas marca
as indicando
o ciertas zo
onas de im
mperfección del materia
al como
precipitad
dos de segu
unda fase o porosidade
es que se ap
precian por cambios en
n la rugosida
ad de la
superficie
e. En la mism
ma, 4.17 b) se
s observa una
u tercer zona que perrtenece a la capa y su alrededor
como una
a fractura po
or clivaje deb
bido a la frag
gilidad de la
a capa; aprecciado mejor en la figura 4.18.
En la fig
gura 4.18 se
e aprecia la
a zona de clivaje
c
a ma
ayor aumen
nto en MEB
B; existen zo
onas de
porosidad
d indicadas en un círcullo y microgrietas indicad
das por flech
has. Estas im
mperfeccion
nes de la
capa haccen nula la etapa
e
de inicciación de grrieta provocando solo el periodo de
e crecimiento
o que se
ve refleja
ado en la disminución de
e vida total a fatiga para pruebas VR
RRA boruriza
adas.
96
Figura 4.18 Fractografía de la periferia de probeta VRRA borurizada
mostrando la región de la capa con microgrietas y porosidades (250x).
4.5 Flexión en tres puntos.
Para estudiar el crecimiento de grieta a fatiga se utilizó la configuración de flexión en tres puntos,
así como para las pruebas de tenacidad a la fractura.
En ambas pruebas se realizaron las
siguientes pruebas para validar la prueba conforme a la Norma ASTM E-399 y ASTM E-647.
También se exponen características distintivas del crecimiento de grieta en las probetas de acero
borurizado.
4.5.1 Longitud de grieta y curvatura.
Después de la fractura se midió la longitud de la grieta en las siguientes tres posiciones: al centro
del frente de grieta, en las superficies laterales de las probetas y en medio de estas dos. El
promedio de las longitudes de grieta se utiliza para calcular KQ. La diferencia entre cada medición
no excedió el 10% del promedio. Ninguna de las distancias del frente de grieta a la muesca es
menor a 4.75 mm. La diferencia entre longitud de la grieta superficial y longitud de grieta promedio
no debe exceder 15%.
El efecto de los esfuerzos residuales principalmente es observado por una excesiva curvatura del
frente de grieta. Esta curvatura debido a los esfuerzos residuales provocados por los diferentes
tratamientos realizados a las probetas. En la figura 4.19, se observa la existencia de una mayor
curvatura en las probetas B que en las BT; los esfuerzos residuales pueden generar ciclos de
esfuerzos compresivos aun cuando el rango de esfuerzos aplicado sea completamente a tensión
ya que pueden ser de mayor magnitud los compresivos existentes en el material en el frente de
grieta curvo [66].
97
Figura 4.19 Curvatura en frente de grieta por esfuerzos residuales. a) Probeta borurizada 6h
y templada, b) Probeta borurizada 1h y templada.
4.5.2 Ramificación de la punta de grieta y deflexión.
La ramificación y deflexión de la grieta puede observarse en las pruebas realizadas. Estos efectos
han sido estudiados por Korda [67] quien desarrollo pruebas en aceros de microestructura ferritaperlita; reportó que pequeñas deflexiones en la ruta de grieta y micro ramificaciones afectan el
comportamiento da/dn. Sin embargo la variación mínima en da/dn bajo amplitud constante no
representa un mecanismo significativo de arresto, y debe ser considerado como una propiedad del
material, el cual puede ser absorbida por el cálculo de las constantes C y m de la ley de Paris.
Además no ha sido probado, que este comportamiento sea representativo del espesor de la
probeta ya que las medidas y observaciones pertenecen a métodos superficiales. La naturaleza
frágil de la capa de Boruros, disminuye la ramificación en la superficie; sin embargo es más notorio
en las probetas sin endurecimiento superficial donde las ramificaciones se presentan
continuamente durante el crecimiento (figura 4.20).
98
Figura 4.20 Bifurcación de grieta. a) acero AISI 1045 normalizado,
b) AISI 1045 Borurado y templado.
Como indica la norma ASTM E-647 una deflexión máxima de 10° es considerada válida, de 10 a
20° es un resultado válido pero se debe de reportar tal inclinación y finalmente si existe una
deflexión mayor a 20° la prueba no se debe considerar válida. Ejemplo de la propagación de
grieta manteniendo el avance sin deflexión es mostrado en la figura 4.21.
Figura 4.21 Crecimiento de grieta sin deflexión en probeta borurizada templada.
Montaje de experimento de crecimiento de grieta.
99
Z
4.5.3 Ram
mificación en
e punta de
e muesca.
Una carracterística en
e los prime
eros ciclos de fatiga ess el agrietam
miento en diferentes
d
zo
onas del
radio de raíz de mue
esca en pro
obetas borurrizadas. Deb
bido a la fra
agilidad de la
l capa de Boruros,
B
e
sujeta a flexión se
e agrieta en la raíz de muesca donde existe un concentrrador de
cuando está
esfuerzoss. Estas grie
etas producid
das en la su
uperficie, possteriormente
e se propaga
an hacia el substrato
s
y solo un
na de ellas corre hacia el
e frente de la
a muesca, observándos
o
se en blanco
o su trayecto
oria en la
figura 4.2
22.
Figura
a 4.22 Ramifficaciones en punta de mu
uesca a) Prob
beta borurizad
da 1h
y templada (N=13000), b) Probeta bo
orurizada 6h (N=13000)
4.5.4 Dellaminación..
Durante el crecimien
nto de la griieta es obse
ervado delaminación de
e la capa, ilustrado en la figura
4.23.
Fig
gura 4.23 De
esprendimientto de capa du
urante fatiga. a) Probeta bo
orurizada 1h (15000 cicloss),
b) Prob
beta borurizad
da 6h y templlada (15000 ciclos).
100
Como se va propagando la grieta en los primeros ciclos de fatiga en algunos casos existe
desprendimiento de capa, reflejándose en despostillado sobre la grieta.
Este fenómeno es
producido por la rapidez de crecimiento de grietas en los primeros ciclos, posteriormente este
desaparece.
Este fenómeno es más evidente en las probetas únicamente borurizadas en comparación con las
borurizadas y templadas; debido posiblemente a la existencia del templado (fase martensitica)
entre capa y substrato cumpliendo una función de disminución en la deformación debido a la
reducción de dureza gradual y sirviendo como una zona de soporte (véase figura 4.6) y por ende la
fragilidad.
4.5.5 Deformación plástica antes de la fractura.
Instantes antes de que ocurra la fractura, existe gran desprendimiento de la capa debido a la
deformación plástica generada en las proximidades de la punta de grieta como se observa en la
figura 4.24 a). En este momento ya no existe crecimiento de grieta debido a la gran deformación
plástica generada por la carga que sobrepasa el esfuerzo de cedencia del material pues el
ligamento que va de la punta de la grieta a la parte superior de la probeta ya no puede sostener la
carga. En las figuras 4.24 b) y c) se observa mayor fragilidad en la capa que se refleja con las
diversas grietas superficiales generadas en la capa comparadas con las borurizadas y templadas,
ya que la zona martensitica le da soporte a la capa de boruros.
Con respecto al tiempo de borurización de 1 a 6 h se observa cierta diferencia en cuanto a las
características de delaminación y agrietamiento de la capa. Esta notoriedad es mayor en las
probetas únicamente borurizadas, pues en los ciclos finales el desprendimiento de la capa del
substrato es mayor a mayor tiempo de borurización y se observa en las figuras 4.24 c) y d).
101
Figura 4.24 Delaminación antes de la fractura total bajo condiciones de R=0.55 y Pmax=9kN. a) Normalizado.
N=110000 (falla N=115000), b) borurizado 1h N=78000 ciclos (fractura N= 79000) ,c) borurado 6 h. N=68000 (falla
N=70000, d) Borurado templado 1h N=105000 (falla N=106500), e) borurizado templado 6h N=90000 (falla N=93000)
102
4.5.6 Tenacidad a la fractura.
A partir de las gráficas P-l y P-CMOD se calcula la tenacidad a la fractura de cada una de las
condiciones superficiales del acero AISI 1045.
De la gráfica grafica P-l se obtiene la pendiente OP5 mostrada en la figura 4.25 a través del origen
de la grafica se obtiene (P/v)5 = 0.95(P/v)0 donde (P/v)0 es la pendiente de la tangente 0A de la
parte con comportamiento lineal de la gráfica. Como las cargas que preceden a P5 son menores,
P5=PQ.
entonces
Entonces
≤ 1.10.
(4.1)
/
(4.2)
si
se calcula KQ.
=
y
/
=
[ .
.
.
/
.
]
(4.3)
Figura 4.25 Grafica P-l de prueba flexión en tres puntos de una probeta
borurizada 6 h. y templada.
Igualmente con ayuda de la grafica P-CMOD, mostrada en la figura 4.26 se obtiene el valor crítico
de apertura de la boca de grieta.
103
Figura 4.26 Grafica P-CMOD de prueba flexión en tres puntos de una probeta
borurizada 6 h y templada.
Los resultados obtenidos de tenacidad a la fractura se muestran en la tabla 4.3.
En base a los resultados obtenidos de las pruebas de tenacidad a la fractura, se observa la
mejoría de la tenacidad a la fractura en las probetas borurizadas y templadas, estos valores
significan que para que la grieta se propague se necesita incrementar el nivel de esfuerzos en la
punta de grieta hasta el valor de 83 MPa m1/2. Por tanto, las probetas sin endurecer fallaran a
menores niveles de esfuerzo cuando alcance un valor de tenacidad a la fractura de 79 MPa m1/2 y
las borurizadas a 68 MPa m1/2. A pesar del endurecimiento, las Borurizadas y templadas ofrecen
valores más altos de tenacidad a la fractura que las sin endurecer. Este efecto es también reflejado
mediante δc, para las N la apertura es de apenas 40 µm resultando en una fractura frágil, soporta
menor deformación plástica en la punta de la grieta el material; para las otras dos condiciones de
endurecimiento borurizadas con temple y solo borurizadas, los valores se pueden considerar
aproximados. Sin embargo si consideramos la misma apertura de grieta, por ejemplo 290 y 277
µm para B1h y BT1h respectivamente, para la primera, dicha apertura sucede aproximadamente a
una carga de 12 y 18 kN para la segunda.
Es importante notar el soporte que le da el templado con la fase martensita formada, recordando
que una vez que existe una grieta queda una zona remanente al frente de la grieta; en la parte
superior en donde apoya el vástago de la máquina servo hidráulica igualmente existe la zona de
capa y martensita que ayuda a soportar mayor carga durante la prueba. Este soporte permite de
igual forma que la punta de grieta pueda abrir más y evita que se propague la grieta pues el
104
esfuerzo generado no sobrepasa el esfuerzo de cedencia (830-850 MPa) contrario a las N de 550
y para las B 360 MPa.
=
(
(4.4)
)
Tabla 4.3 Valores de tenacidad a la fractura y
apertura crítica de punta de grieta.
AISI 1045
CONDICION
KIC (MPa m1/2)
δc (mm)
Rsb
N
79.04 ± 2.6
0.0405
2391927
B1h
66.5 ± 2.1
0.290
2883402
B6h
68 ± 3.5
0.236
2868715
BT1h
83 ± 2.1
0.277
1980317
BT6h
84 ± 2.4
0.235
2008772
4.6 Graficas a-N.
Las graficas a-N con R=0.55 y Pmax=9kN son presentadas en las figuras 4.27 a 4.30. Es importante
notar los puntos siguientes que pueden apreciarse en las gráficas.
•
El crecimiento de grieta es acelerado en las probetas borurizadas con respecto a la
referencia de las normalizadas. El efecto producido por el borurizado es perjudicial
reduciendo el desempeño en un 35% y 40% para B1h y B6h respectivamente.
•
El impacto del templado en las probetas borurizadas es favorable pues mejora con
respecto a las borurizadas llegando a desempeños semejantes a las normalizadas.
•
La longitud de grieta de fractura es similar en N y B, sin embargo en las BT la longitud es
mayor, cercana a 1 mm más de crecimiento. Esto es producido por la sección remanente al
frente de grieta que soporta mayor carga debido al temple realizado, véase figura 4.28.
•
La longitud de grieta detectable por este método bajo las condiciones de estudio son
menores de 50 µm para el acero sin endurecer, y entre 200 y 350 µm para probetas B y
BT. Esta longitud de grieta es debido a la fragilidad de la capa de boruros y porosidades
(véanse figuras 4.27, 4.28 y 4.29) la cual crece rápidamente por ser clivaje en los primeros
ciclos.
•
El desempeño a fatiga en estas condiciones de prueba no muestran una diferencia
significativa entre los tiempos de borurización, pues a 1 h y 6 h el desempeño es similar.
105
Esto concuerda con lo mencionado por Scheiber y Riehle [34] al concluir que los tiempos
de borurización no tenían un efecto importante en el rendimiento a fatiga. Siendo más
importante de acuerdo a los resultados obtenidos el post-tratamiento térmico que se le
realice a las probetas borurizadas.
LONGUITUD DE GRIETA (mm)
6
5
4
3
2
1
120
100
80
60
40
20
0
0
NUMERO DE CICLOS (x1000)
Figura 4.27 Curva a-N del acero AISI 1045 normalizado.
6
5
4
3
2
B1h(9-5KN)
B6h(9-5KN)
1
120
100
80
60
40
20
0
0
Figura 4.28 Curva a-N del acero AISI 1045 borurizado y revenido a 550°C.
106
7
BT1h(9-5KN)
6
BT6h(9-5KN)
5
4
3
2
1
120
100
80
60
40
0
20
0
Figura 4.29 Curva a-N del acero AISI 1045 borurizado,
templado (845°C) y revenido (550°C).
7
6
N
B1h
B6h
BT1h
BT6h
5
4
3
2
1
120
100
80
60
40
20
0
0
Figura 4.30 Curvas a-N bajo condiciones de R=0.55 y Pmax = 9 kN.
En la figura 4.30 se observa en una sola gráfica las curvas a-N en donde es evidente la diferencia
en desempeño a fatiga. En esta gráfica se puede apreciar mejor el tamaño de grieta inicial
detectable, así como la longitud de grieta final.
107
4.6.1 Gráficas
- ΔK.
En el caso de da/dN en la región II puede ser aproximadamente lineal relacionándolo con ΔK en
una grafica logarítmica. De esta gráfica se pueden obtener las constantes de la ecuación de Paris,
C y m, mediante un análisis de regresión lineal a datos experimentales
y cálculos analíticos de
K. De las siguientes ecuaciones obtenemos estas constantes. Teniendo:
=
+
Donde
=
( ) + log
= log ( )
log
=
=
( )
En las graficas 4.31 - 4.32 los valores de C y m son obtenidos para las diferentes condiciones de
borurización en el acero estudiado.
-6.8
y = 3.234x - 11.407
-7
y = 3.5145x - 11.863
Log (da/dN)
-7.2
-7.4
N
-7.6
-7.8
B1h
y = 3.8301x - 12.077
BT1h
-8
1
1.2
1.4
1.6
Log (ΔK)
Figura 4.31 Grafica Log-Log de
− ΔK.
108
-6.8
y = 3.752x - 12.092
Log (da/dN)
-7
-7.2
y = 3.8301x - 12.077
y = 3.9172x - 12.513
-7.4
N
-7.6
B6h
-7.8
BT6h
-8
1
1.2
1.4
1.6
Log (ΔK)
Figura 4.32 Grafica Log-Log de
− ΔK.
Estos valores son bajo las condiciones experimentales de R=0.55 y Pmax=9 kN. El cálculo de las
constantes empíricas requiere la consideración de algunos aspectos como dispersión en las
pruebas, variación en las propiedades del material, geometría, relación de esfuerzos, entre otros.
Por lo tanto este procedimiento se debe llevar a cabo con cuidado y criterio. La tabla 4.4 resume
los valores de m y C de Paris. Además también se puede apreciar que los valores del coeficiente
de relación R2 demuestran una aceptable descripción del fenómeno mediante este modelo lineal.
Tabla 4.4 Valores de las constantes m y C de la ley de Paris.
AISI 1045
CONDICION
Y=A+Bx
m
C
R2
N
y= 3.83x-12.077
3.83
8.375x10-13
0.84
B1h
y= 3.23x-11.407
3.23
3.917x10-12
0.81
B6h
y=3.52x-12.092
3.75
8.090x10-13
0.84
BT1h
y=1.37x-11.863
3.51
1.370x10-12
0.83
BT6h
y=3.91x-12.513
3.91
3.069x10-13
0.85
109
La figura 4.33 muestra la franja de dispersión de datos a fatiga bajo las condiciones establecidas
para las probetas ensayadas. Esta franja indica que las velocidades de crecimiento de grieta no
varian el comportamiento de propagación y se encuentran en una zona cercana de desempeño.
da/dN (m/ciclo)
1.2E-07
1.0E-07
N
B1h
B6h
8.1E-08
6.1E-08
BT1h
BT6h
4.1E-08
2.1E-08
1.1E-09
1.00
10.00
ΔK (MPa
100.00
m-1/2)
Figura 4.33 Crecimiento de grieta para el acero AISI 1045
a temperatura ambiente y 4Hz.
Sustituyendo los valores de las constantes de Paris halladas experimentalmente, se obtiene la
figura 4.34, que representa la región II de crecimiento estable de la grieta. Esta gráfica representa
el estado estacionario de crecimiento de grieta el cual nos permite estimar las velocidades de
crecimiento de grieta da/dN en base al factor de intensidad de esfuerzos que está en función de la
carga aplicada y longitud de grieta. Se observa que las probetas BT soportan mayores niveles de
esfuerzo en la punta de la grieta permitiendo velocidades de crecimiento mayores y por
consiguiente longitudes de grieta mayores. Este punto es importante puesto que las probetas sin
endurecimiento superficial no alcanzan longitudes de grieta que las mencionadas (BT).
110
da/dN (m/ciclo)
1.E-06
N
B1h
B6h
BT1h
BT6h
1.E-07
1.E-08
10
ΔK (MPa m-1/2)
100
Figura 4.34 Crecimiento de grieta
−ΔK para probetas borurizadas
mediante la ecuación de Paris
4.6.2 Mecanismo de fractura.
Las superficies de fractura se analizaron mediante MEB para encontrar el mecanismo de fractura
en las diversas ubicaciones de la sección transversal de la probeta debido a las diferentes fases
existentes en ella. En la Fractografía de una probeta normalizada en la región de la muesca se
puede observar las zonas de iniciación de grieta después ciclos de fatiga, la nucleación de grieta
se da en diferentes lugares en la raíz de muesca a través del espesor que posteriormente se unen
en una sola (figura 4.35).
a)
b)
Figura 4.35 Zona de raíz de muesca. a) Ubicación de iniciación de grieta a fatiga en una probeta
normalizada, b) Capa formada en la raíz de muesca fracturada de una probeta Borurizada.
111
A pesar de que en la mayoría de los casos las grietas a fatiga forman estriaciones, en muchos
casos ellas no se presentan o son extremadamente difíciles de ver o encontrar.
Esto es
principalmente en materiales con estructuras complejas, como aceros revenidos con una fina
dispersión de carburos en la ferrita. La figura 4.36 muestra un ejemplo de pruebas a fatiga en
donde las estriaciones a fatiga no están presentes.
Figura 4.36 Fractografía en MEB tomada de superficies de fractura de
una probeta a fatiga mostrando la ausencia de estriaciones. Zona II de
Propagación. El material fue AISI 4140 revenido a 400°C.
a) ΔK=21 MN/m3/2. b) ΔK=67.Tomada de Thielen y Fine [68].
La figura 4.37 son ejemplos de superficies fracturadas en donde las estrías de fatiga están
ausentes o poco definidas.
Ocasionalmente las grietas a fatiga se propagan por clivaje sin deformación plástica significante.
Un ejemplo de este caso es mostrado en la figura 4.38 en cuyos casos difícilmente se puede
correlacionar las características de superficie de fractura con la carga cíclica.
112
Figura 4.37 Ejemplos de superficies de grieta a fatiga en donde las estriaciones son ausentes o difícil de
observar. a) Acero al carbono (0.45% C, 0.25% Si, 0.65% Mn). [10]. b) Alambre de acero normalizado,
galvanizado (0.46%C, 0.20%Si, 0.48% Mn, 0.027% P, 0.023% S). Probeta de flexión en viga rotativa [7].
Ruptura a fatiga bajo tensión-compresión de una acero con contenido de 0.51% C, 0.32% Si, 0.65% Mn,
0.013% P, 0.015% S, 1.12% Cr, y 0.28% V. c) Ruptura de fatiga a lo largo de fronteras de grano. Las
estriaciones pueden ser vistas únicamente en algunas partes de la ruptura. d) Barra de acero roscada
(0.61% C, 0.32% Si, 0.75% Mn, 0.027% P, 0.021% S) fracturada en servicio. Estructura Perlita. Se observan
características de pasos y estriaciones además de perlita. Tomada de Henry y Horstman [69].
Figura 4.38 Superficies de fractura las cuales fueron fracturadas por
propagación de grieta frágil en planos de clivaje. Tomada de Engel y Klingele [70].
113
Este fenómeno de la figura 4.38 es observado en la zona de temple de las probetas BT donde
planos de clivaje se pueden observar en la figura 4.39.
Figura 4.39. Fractografía en MEB de superficies fracturadas por
Propagación de grieta frágil en planos de clivaje. Probeta BT6h.
Una característica común asociada a las estriaciones de fatiga son las grietas secundarias. El
mecanismo de su formación no es conocido. Ejemplos de esta característica es mostrada en la
figura 4.40.
Estriaciones con características similares se presentan en las probetas endurecidas, las cuales se
pueden observar en la figura 4.41 donde la formación de grietas secundarias parecen formarse.
Figura 4.40 Ejemplos de fracturas mostrando grietas secundarias
asociadas con estriaciones de fatiga. a) Eje fracturado en servicio
(0.38% C, 1.19% Si, 1.23% Mn y 0.023% P). Acero (composición 0.10% C,
0.27% Si, 0.43& Mn, 0.027% P, 0.022% S). Tomada de Henry y Horstman [69].
114
Figura 4.41. Fractografía en MEB indicando
grietas secundarias a partir de estriaciones. Pobreta B1h.
En algunos casos las grietas se propagan en forma intergranular, como ilustra la figura 4.42.
Igualmente se produce esta característica en algunas zonas de las probetas durante su
propagación en el estado II de las probetas borurizadas observadas en la figura 4.43.
Figura 4.42 Fractografía mostrando un ejemplo donde la propagación de grieta a fatiga es intergranular. a)
Fractura es de un diente de engrane hecho de un acero endurecido (0.16% C, =.25% Si, 1.15% Mn, 0.95%
Cr). Del lado derecho de la figura es el substrato donde se propaga transgranularmente; pero a la izquierda
de la figura en la zona endurecida la propagación es intergranular. B) Fractografía magnificada de la parte
central de a). Tomada de Engel y Klingele [70].
El estado final de propagación de grieta a fatiga es el estado III. Este estado es el de fractura por
sobrecarga. La grieta se propaga en estado II hasta el punto en donde el material restante no es
suficiente para soportar la carga en el siguiente ciclo (o siguientes pocos ciclos); la fractura ocurre
usualmente catastróficamente y usualmente con gran deformación plástica (figura 4.44).
La
topografía de la superficie de fractura depende del mecanismo de fractura, el cual es usualmente
por coalescencia de micro vacancias o clivaje haciendo fácil distinguir el estado III del estado II.
115
Figura 4.43 Fractografía mostrando fractura intergranular
y transgranular. Probeta borurizada 6h y templada.
En la zona lateral (figura 4.45) de la probeta donde existe constricción de la misma debido a la
deformación plana producida, el agrietamiento es más evidente.
Figura 4.44 Fractografía mostrando la zona final de la fractura. a) Probeta normalizada.
B) Probeta borurizada 6h y templada.
Figura 4.45 Fractografías del estado III de propagación. Probeta B1h.
116
CAPITULO 5
DISCUSIONES
Capítulo 5. DISCUSIONES
5.1 Introducción.
Actualmente se cuenta con un mayor número de materiales que en décadas anteriores; por lo
tanto existen nuevos desafíos y las oportunidades de innovación son inmensas.
Un diseño
demanda cierto perfil de atributos del material; una baja densidad, alta resistencia, resistencia a
crecimiento de grieta, por mencionar algunos de estos. El problema es identificar los atributos
deseados y buscar dentro de la gama de materiales ingenieriles el que mejor cumpla las
necesidades. La selección de un material debe basarse en las propiedades del material y la
capacidad del material para poder cambiarlas mediante algún proceso como
tratamientos
térmicos, termoquímicos o mecánicos que sea necesario realizar. Por tal motivo, el estado
superficial de un material es un punto importante y ha sido objeto de estudio por diferentes
técnicas para establecer el impacto final bajo ciertas condiciones de aplicación.
El endurecimiento superficial es principalmente utilizado para mejorar la resistencia al desgaste;
sin embargo, algunos procesos como es el carburado y nitrurado también ofrecen mayores
mejoras en las superficies del material substrato como resistencia a la fatiga.
Los resultados del presente estudio indican que la aplicación del borurizado a condiciones de
fatiga disminuiría el rendimiento del elemento tratado termoquímicamente, pues los resultados de
viga rotatoria con muesca y radio amplio, VRM y VRRA respectivamente demuestran un
decremento entre 14 y 55% para estos, cabe recordar que la temperatura de revenido es de
210°C. Esta tendencia continúa en las probetas sometidas a flexión en tres puntos únicamente
borurizadas, BT independientemente del tiempo de tratamiento de borurizado, con disminuciones
de vida del 50% en comparación con las probetas sin endurecer.
Sin embargo la tendencia se rompe cuando se obtiene un gradiente de dureza suavizado al
substrato y altas temperaturas de revenido (550°C) lográndose rendimientos semejantes a las
normalizadas. Este resultado indica lo benéfico que resultan los tratamientos térmicos de temple y
revenido a alta temperatura, logrando liberar esfuerzos residuales y ofreciendo una zona de
soporte en la zona de temple con propiedades más afines o cercanas a la capa que el substrato.
118
Este último resultado permite considerar al borurizado en un acero AISI 1045 como una alternativa
para casos de fatiga estructural en flexión con relaciones de esfuerzo, R =0.55. La pregunta que
salta a la vista inmediatamente es ¿Pero por que utilizar un acero endurecido por borurizado
cuando uno normalizado ofrece el mismo rendimiento?. La respuesta está sustentada en el hecho
de que la mayoría de elementos ingenieriles no están sometidos a demandas de servicio en un
ambiente controlado o condiciones ideales, como es la prueba realizada en un laboratorio.
El servicio de componentes ingenieriles está sometido a diversos factores ambientales agresivos y
desfavorables como pueden ser la corrosión, desgaste y además de fatiga reduciendo la vida útil
de los mismos. Ambientes bajo los cuales un material sin endurecimiento superficial (borurizado)
disminuiría su vida en un porcentaje considerado.
A continuación, basado en los resultados obtenidos en este trabajo se expone el caso de fatiga y
desgaste en donde sería favorable aplicar el borurizado.
5.2 Fatiga y desgaste.
Fatiga y desgaste sucede cuando un componente sujeto a carga cíclica está en contacto y sujeto a
otro y además experimenta un pequeño deslizamiento de nivel micro sobre una parte de la
superficie de contacto. Para describir este fenómeno existe una palabra en ingles, freeting fatigue.
Este tipo de fatiga incrementa los esfuerzos normales y cortantes en la superficie de contacto
promoviendo la nucleación y propagación de grietas, lo cual provoca la reducción de vida o de
resistencia en comparación de la fatiga convencional o estructural.
El fenómeno de fatiga y desgaste combinado provoca serios daños en componentes de
maquinaria o estructurales, por ejemplo en uniones atornilladas, uniones remachadas, cuñas,
elementos ajustados y otros componentes sujetados. [71]. Un ejemplo de este tipo de falla es
observado en la figura 5.1.
En fatiga mecánica, la iniciación de grietas cortas puede representar el 90% de la vida total del
componente. En el modo de fatiga y desgaste puede causar la iniciación de microgrietas en los
primeros ciclos y reducir significantemente la vida del componente. Además las grietas generadas
por este tipo de fatiga usualmente son ocultadas por las superficies de contacto y difícilmente
detectables continuando con la propagación de éstas produciendo una falla catastrófica.
119
Figura 5.1 Grieta de fatiga y desgaste en aceros.
Tomado de Waterhouse [72].
La iniciación de grietas a fatiga en regiones de desgaste depende principalmente del estado de
esfuerzos en la superficie, particularmente de esfuerzos causados por alta fricción. La dirección de
crecimiento de grietas a fatiga está asociado con la dirección de esfuerzos de contacto y toma
lugar en una dirección perpendicular al esfuerzo máximo principal en el área de fatiga y desgaste.
Después de la formación debido a fatiga y desgaste, las grietas se propagan inicialmente en
condiciones cortantes (Modo II) bajo la influencia del campo de esfuerzos cortantes bajo la
superficie debido a la fricción. Posteriormente, la propagación se realiza en modo I (tensil) debido a
los esfuerzos cíclicos externos.
El borurizado en este caso puede ser aplicado aprovechando la alta dureza en la superficie de la
capa ampliando el periodo de iniciación de grieta por desgaste y la posterior propagación de
grietas en modo I y ser controlada en base a las velocidades de crecimiento de grieta obtenidas en
este trabajo. Con la premisa de que en el material substrato después del borurizado no existe
cambio significante en las constates m y C de la ley de Paris que rigen la velocidad de propagación
de una grieta.
Algunos métodos para reducir el fenómeno de desgaste y fatiga están fuera del alcance con
respecto al estado del material; como los relacionados con solicitud, por ejemplo la fuerza normal
aplicada en la superficie. Sin embargo otros si son intrínsecos a la selección del material.
En base a la tabla 5.1, se observa que existen varios métodos para reducir el efecto del desgaste
severo en un componente ingenieril o estructural. Se observa también que varios campos pueden
120
ser cubiertos por un tratamiento termoquímico de difusión en especial pensando en el borurizado
por su dureza alcanzada.
El coeficiente de fricción tiene gran influencia en fatiga y desgaste afectando directamente la
amplitud y magnitud del esfuerzo cortante y por ende la dirección de la grieta. Para condiciones de
desgaste severo en carga controlada, un incremento en el coeficiente de fricción puede prevenir el
exceso de deslizamiento en la región de contacto y reducir el fenómeno de daño; para casos de
amplitud controlada, ocurre el efecto contrario y por tanto deseable una reducción en el coeficiente
de fricción es pues el esfuerzo cortante es reducido.
En casos de capas borurizadas el coeficiente de fricción que se presenta es bajo ≈0.08, esto es
debido a la estructura superficial formada [73]. Por lo tanto, es factible utilizarlo preferentemente en
casos de amplitud controlada, sin demeritar en casos de carga controlada por la ventaja principal
de dureza y esfuerzos residuales.
Un parámetro controlable durante el borurizado es la rugosidad superficial como se puede
observar en la gráfica 5.2 en donde las rugosidades varían dependiendo del valor inicial de la
superficie a borurizar antes de este proceso. La rugosidad superficial de un elemento interviene en
la vida a la fatiga del mismo provocando concentradores de esfuerzo. Tener el control de la
rugosidad superficial permite por consiguiente tener cierto control de las condiciones de contacto y
por ende la nucleación de la grieta en la superficie.
En deslizamientos relativamente grandes, la ausencia de concentradores de esfuerzo en la cara de
contacto, provoca nucleación de grietas en cualquier parte de esta región, sus campos de esfuerzo
entonces pueden interactuar e iniciar un decremento en su mismo campo de esfuerzos, siendo
menor al de una sola grieta. Esto puede ser causa de las múltiples grietas no propagadas en casos
de desgaste severo [75].
Es importante controlar la rugosidad del borurizado ya que una
rugosidad alta puede generar concentradores de esfuerzo y en casos de aplicación de altos
esfuerzos causar fallas.
Las durezas alcanzadas por el borurizado en un acero AISI 1045 es de 1800 y 1100 HV en la capa
e interfaz con el substrato de estructura martensitica respectivamente, y siguiendo la idea de que a
mayor dureza aumenta el periodo de iniciación de grieta, esta dureza extrema es favorable, mayor
que la de nitrurado y carburizado.
121
Tabla 5.1 Principios generales y métodos para abatir o controlar el desgaste severo por contacto [74].
PRINCIPIO DE
METODO PRACTICO
ABATIMIENTO O
MITIGACION
Reducción de esfuerzos
cortantes en superficie.
Reducción/eliminación de
concentradores de esfuerzos.
Generación de esfuerzos
residuales compresivos.
Eliminación de movimiento
relativo.
Separación de superficies.
Eliminación de condición de
fatiga y desgaste
Incremento de resistencia al
desgaste
Resistencia a la corrosión.
Reducción de esfuerzos normales sobre la superficie.
Reducción del coeficiente de fricción con recubrimientos
o lubricantes
Radio amplio
Remoción de material
Espaciadores
Granallado
Interferencia en el ajuste
Tratamiento térmico
Incremento de carga normal a la superficie
Incremento en el coeficiente de fricción
Espaciadores (rígidos y no rígidos)
Recubrimientos
Separación de superficies (espaciadores no rígidos)
Rodamientos
Remoción de material producido por fatiga y desgaste
Endurecimiento superficial
Implantación de iones
Recubrimientos tenaces
Recubrimientos viscosos
Recubrimientos anódicos o tenaces
Selladores anaeróbicos
El revenido a 550°C produce que la capa sea más tenaz con capacidades mayores de absorción
de energía mostrando los beneficios ofrecidos por los postratamientos térmicos al borurizado. El
efecto de la tenacidad se puede apreciar en las nanoindentaciones en la figura 5.3 en donde no se
generan grietas después del proceso de revenido bajo condiciones de carga altas en esta prueba
de 500 mN.
El efecto del ambiente en desgaste severo depende del material y su resistencia a la corrosión. La
acción de este fenómeno de fatiga destruye pasivamente películas en materiales que son
normalmente resistentes a la corrosión. En algunas investigaciones se reporta que fatiga, desgaste
y además corrosión ocurren simultáneamente y el efecto de la corrosión en fatiga es dominante
[76].
Por lo que muchas medidas preventivas son vistas en términos de la efectividad en fatiga por
corrosión.
122
Figura 5.2 Rugosidad obtenida después del borurizado drante 1 y 3 h. a 950°C.
ElbBorurizado puede considerablemente elevar la resistencia a la corrosión y erosión de
materiales ferrosos en ácidos diluidos y medios alcalinos e incrementar su aplicación industrial
[77]. Otra propiedad química del borurizado, afecta positivamente el incremento de la iniciación de
grieta favoreciendo la selección de este tratamiento termoquímico.
Figura 5.3 Efecto del revenido inhibiendo la propagación de grietas
posterior al revenido a 550°C en la capa de boruros. Probeta B3h.
Nanoindentación Berkobich a una carga de 500 mN.
Una característica importante para frenar el daño por fatiga y desgaste es la introducción de
esfuerzos residuales compresivos, estos esfuerzos compresivos reducen la fuerza impulsora para
la iniciación y propagación de grietas.
Los esfuerzos compresivos pueden ser introducidos a
través de la aplicación de fuerzas de unión altas y uniformes entre dos elementos, deformación
plástica de las superficies, cambios de fase o tratamientos termoquímicos de difusión. Si estos
esfuerzos residuales se presentan en zonas debajo de la superficie, la superposición de estos
123
puede reducir el campo de esfuerzos tensil en la propagación de la grieta en el substrato. Los
esfuerzos residuales en el borurizado alcanzan para el caso del acero estudiado valores
compresivos de 1200 MPa obtenidos por difracción de rayos X favorables para el arresto de la
propagación de grieta.
En la etapa de propagación de grieta los resultados obtenidos en este trabajo muestran que el
efecto del borurizado es una influencia negativa en la vida a fatiga iniciando más rápidamente la
nucleación de la grieta y en el régimen II, la propagación es a mayor velocidad que en el caso de
las no endurecidas.
Cuando se aplica el proceso de temple y revenido a alta temperatura, la vida a fatiga de probetas
aumenta llegando a niveles cercanos de rendimiento a las probetas normalizadas con valores de C
y m similares, muy cercanos a estas últimas como ya se había mencionado. La duración de la vida
a la fatiga de estos últimos casos BT y N es explicado por la tenacidad a la fractura obtenida, con
el valor promedio de KIC de 84 para BT, mayor que los valores de 78 MPa m-1/2 para las N;
reflejándose directamente en una mayor longitud de grieta soportada por BT antes de la fractura
final; aproximadamente 1 mm de longitud mayor que las N.
Considerando las velocidades de crecimiento de grieta y tenacidad a la fractura se espera un
periodo de propagación de grieta más largo pues para que suceda la fractura catastrófica en un
elemento BT el crecimiento de grieta será mayor para llegar a niveles de ΔK cercanos a 84 MPa
m-1/2. Aunado a la cualidad de soportar mayor desgaste del acero borurizado (ya sea mecánico o
químico) para iniciar la grieta, ambos periodos o estados I y II se alargan y son mayores
comparados con las que están sin endurecer pues carece de las cualidades ofrecidas por el
endurecimiento superficial alargando la vida a fatiga total.
En la figura 5.5 se pueden observar los efectos del fenómeno de desgaste severo. La dirección de
la grieta inicialmente aparece en un ángulo entre 35 y 55° a la superficie, el modo II de (cortante)
domina esta región que está en función de la textura, las fases formadas, el estado de esfuerzos y
también del tamaño de grano.
Debido a que los esfuerzos cortantes disminuyen con la profundidad, la grieta para o cambia de
dirección en el substrato y ahora se propaga en dirección perpendicular a la superficie debido a
esfuerzos cíclicos tensiles en el material; inmediatamente después de esta profundidad el modo de
124
propagación I domina y es apartir de dicho punto que los análisis de propagación de grieta se
pueden realizar.
B1h
B6h
BT1h
BT6h
7
6
5
4
3
2
1
120
100
80
60
40
20
0
0
N
Figura 5.4 Curva a-N para muestras del acero AISI 1045 con diferentes tratamientos.
Figura 5.5 Grieta formada por fatiga y desgaste con montaje de esfuerzos
residuales y durezas. Fotografia tomada de Waterhouse [74].
El borurizado también ofrece ventajas propias generadas en la capa de boruros de hierro
permitiendo la aplicación a diferentes áreas industriales, estas propiedades son la extrema dureza
obtenida en la superficie del material alrededor del 1600 y 2000 HV para el acero de este trabajo
retenida a altas temperaturas, el bajo coeficiente de fricción en la superficie que combate
mecanismos de adhesión, abrasión y triboxidación, la resistencia a la corrosión y erosión de
125
materiales ferrosos en medios alcalinos y ácidos diluidos permitiendo su utilización y mejoría en el
rendimiento bajo estos ambientes agresivos.
La aplicación del borurizado a casos o elementos específicos debe realizase tomando como base
los beneficios que presentan las capas de boruros de hierro, maximizarlos y aplicarlos en donde
ofrece realmente una ventaja sobre otros materiales o tratamientos superficiales.
126
CONCLUSIONES
Durante el desarrollo del trabajo de investigación se realizaron diferentes pruebas para cumplir con
el objetivo planteado. La mayoría las cuales fueron realizadas bajo estándares internacionales o
apegadas a éstos para tener resultados confiables. Se diseñaron y fabricaron diferentes
dispositivos durante la investigación con el fin de adaptar equipo o instalarlo. Así también se
realizaron diferentes pruebas preliminares para ajustar los parámetros finales de prueba que
permitieran obtener resultados satisfactorios.
De acuerdo al objetivo planteado de la tesis, que es: Analizar el comportamiento a fatiga del acero
AISI 1045 endurecido superficialmente por difusión de Boro bajo condiciones de esfuerzos de
amplitud constante mediante pruebas experimentales de flexión en viga rotatoria y flexión en tres
puntos. Se tiene:
1. Se obtuvo la curva S-N para el acero AISI 1045 sin endurecer y borurizado para probetas con
muesca. Dichas curvas fueron obtenidas considerando un límite de fatiga de 1x106 ciclos. Se
encontró que la borurización afecta negativamente el desempeño a fatiga reduciéndola hasta
un 37% para estas condiciones de borurización de 8 h a 950°C. Se estimó un límite de fatiga
de 161 MPa y una desviación estándar de de 17.11 MPa para las probetas sin
endurecimiento.
Para el caso de las borurizadas un límite de fatiga de 101 MPa y una
desviación estándar de 8 MPa mediante el método de escalera. La alta porosidad presentada
en la capa de 10% y microgrietas son un factor importante en el decremento de la vida.
2.
Se determinaron las propiedades mecánicas derivadas de la prueba de tensión establecida en
la norma ASTM E8 para probetas endurecidas superficialmente. Se observa en los resultados
que el borurizado por si solo afecta las propiedades mecánicas del substrato reduciéndolas en
un 35%; sin embargo, aplicándoles el proceso térmico de templado existe mejoras en cuanto a
éstas en un 30% aproximadamente. Aplicando la velocidad de desplazamiento de 1 mm/min
durante las pruebas se nota un incremento del módulo de elasticidad de todas las probetas
borurizadas a 215 GPa, 7% más que las normalizadas. Una característica presente se
encuentra en las probetas endurecidas producidas por las bandas de Lüder en la cedencia del
material.
127
3.
Se obtuvo la curva S-N para el acero AISI 1045 sin endurecer y borurizado con un gradiente
de dureza suavizado entre capa y substrato para probetas en forma de reloj de arena. Para tal
fin se realizaron pruebas de flexión en viga rotatoria, las cuales no demuestran una mejora
significativa de las borurizadas y templadas con respecto a las borurizadas; así como también
no existe efecto aparente en tiempos de borurización de 1 y 3 h en el desempeño a fatiga.
Para estas pruebas el tiempo de revenido fue de 205°C.
4.
Se analizó la influencia del endurecimiento superficial del acero AISI 1045 en la tenacidad a la
fractura mediante pruebas de flexión en tres puntos y apertura de grieta. La tenacidad a la
fractura obtenida para el acero sin endurecer es de 79.85 MPa M1/2. Los resultados muestran
un efecto negativo en las probetas borurizadas para las condiciones establecidas de
tratamiento, disminuyendo la tenacidad a un valor de 66.20 y 67.72 MPa m1/2 para las 1 y 6 h
de tratamiento respectivamente. Demostrando que el espesor de capa en los rangos de entre
40 y 150 µm no tienen impacto alguno. La tenacidad a la fractura del acero borurizado y
templado a 1 y 6 h de tratamiento demuestran una mejora en la tenacidad a la fractura en
comparación al acero sin endurecer y solo borurizado. En este punto se observa una posible
influencia de la temperatura de revenido en el desempeño a fatiga ya que las probetas
endurecidas fueron revenidas a 550°C.
5.
Se determinaron las curvas a-N y de velocidad de crecimiento de grieta ቀ
ௗ௔
ௗே
ቁ del acero AISI
1045 borurado bajo condiciones de fatiga en probetas sometidas a flexión en tres puntos.
Todas las probetas endurecidas han sido revenidas a temperatura de 550°C. De estas curvas
se obtuvo que el desempeño en el acero borurizado disminuyó entre 35 y 40%.
Las
borurizadas con templado favoreció su desempeño a niveles del acero sin endurecer. Las
longitudes de grieta que soporta el acero borurizado y templado son mayores que las sin
endurecer y por ende que las solo borurizadas, esta logitude es 1 mm aproximadamente. El
efecto de espesor de capa no es claramente determinanate en estas condiciones de prueba,
solo se observa una ligera disminución de las de 6 h contra las de 1 h de tiempo de
borurización. Se determinaron los valores de las constantes de Paris, C y m. La diferencia o el
cambio en estos valores no determinan un efecto claro en el comportamiento de propagación
de grieta estable (región II), permaneciendo en el comportamiento esperado de una acero AISI
1045 sin endurecer. Debido a la formación de la capa y posteriores tratamientos térmicos, es
difícil observar claramente el mecanismo de fractura por fatiga por lo tanto existen diferentes
mecanismos. En la capa la fractura ocurre por clivaje, en la sección de temple un mecanismo
128
combinado de fatiga y clivaje. En otras zonas existe una fractura intergranular y formación de
grietas secundarias, en la zona de fractura frágil después de la propagación de grieta por
fatiga ocurre por coalescencia de microvacancias.
129
RECOMENDACIONES PARA TRABAJOS
FUTUROS
En base a los resultados obtenidos, sería recomendable ampliar algunos experimentos realizados
en esta tesis, los cuales presentan buenas oportunidades para generar diferentes vertientes de
investigación con la premisa de aplicar el borurizado en elementos ingenieriles solicitados en
condiciones agresivas.
Ampliar el diseño de experimentos para probetas borurizadas a tensión de tal manera que
permitan obtener las condiciones óptimas para aplicaciones monotónicas de elementos
borurizados; así como las pruebas de nanoindentación con la finalidad de caracterizar
puntualmente las propiedades mecánicas de las capas y establecer el efecto del pos-tratamiento
térmico a diferentes temperaturas.
Determinar las curvas de esfuerzo contra vida a fatiga de probetas borurizadas, templadas y
revenidas a altas temperaturas con el objetivo de confirmar su efecto benéfico.
Ampliar el diseño de experimentos bajo diferentes relaciones de esfuerzo (R) con el objetivo de
determinar una curva logarítmica
ௗ௔
ௗே
- ΔK y así corroborar el comportamiento bajo flexión en tres
puntos y permita utilizar otros modelos de crecimiento de grieta como el de Forman que considera
diferentes valores de R.
Obtener un sistema capa/substrato mas tenaz en donde las transición de las propiedades
mecánicas se ve más suavizado por medio de algún tratamiento termoquímico posterior al
borurizado, por ejemplo nitroborurización.
Para aprovechar las cualidades de la capa bajo condiciones agresivas de solicitación es
recomendable planear una investigación en modo de desgaste y fatiga para maximizar el
rendimiento de elementos borurizados dentro de la industria.
130
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135
Anexo A. Rugosidad de superficie borurizada.
Se investigo el efecto del borurizado en la rugosidad superficial del acero AISI 1045 con el objetivo
de tener acabados superficiales similares en las pruebas de viga rotatoria. El proceso de
borurizado se realizo a 950°C durante 1 y 3 h utilizando un medio solido como agente borurizante,
Ekabor I (Carburo de Boro). Se utilizaron probetas cilíndricas de diámetro 12.7 mm y 6 mm de
longitud. Varias rugosidades superficiales fueron obtenidas mediante la uso de diferentes grados
de lijas de SiC (80-1200) y pulimiento de paño microcloth y alúmina de 0.05 μm.
La rugosidad de las probetas fueron medidas antes y después del borurizado utilizando un
rugosimetro Mitutuyo, con punta de diamante de 2 μm y longitud de muestreo de 3 mm. La lectura
de las muestras fue realizada perpendicularmente a las marcas formadas por los procesos de
lijado y pulido. Cada medición fue repetida 5 veces y el promedio fue calculado.
Los resultados obtenidos se muestran en la grafica A.1. En la grafica se observan cambios en la
rugosidad después del borurizado siendo afectados por el tiempo de dicho tratamiento. Para
valores con alta rugosidad existe un decremento después del borurizado (probetas P1 y P2); para
valores de baja rugosidad el borurizado aumenta la rugosidad en las muestras (probetas P4 a P8).
Existe un valor limítrofe entre estas dos condiciones tanto para 1 y 3 h., entre valores de Ra=55 a
60 μm. en donde la rugosidad antes y después del borurizado permanece prácticamente constante
(probeta P3), este valor llamado por Sahin rugosidad critica.
Figura A.1 Pruebas de rugosidad superficial de probetas borurizadas.
136
Anexo B.
Estimación cualitativa de
adherencia de sistema substrato/capa.
La prueba de indentacion Rockwell C está implementada en la norma VDI 3198 como una prueba
cualitativa destructiva. El principio de este método se presenta en la parte superior derecha de la
figura B1. Éste consiste en un indentador cónico de diamante que penetra en la superficie de un
recubrimiento induciendo deformación plástica masiva al substrato y fractura del recubrimiento. El
tipo y volumen de la zona de falla del recubrimiento, exhibe en primera instancia la adhesión del
recubrimiento y en segundo su fragilidad. El espécimen recubierto puede ser adecuadamente
evaluado por medio de microscopia óptica convencional.
La geometría de contacto, en combinación con la intensidad de la carga aplicad, induce esfuerzos
cortantes extremos en la interface.
Los recubrimientos bien adheridos, generan esfuerzos
opuestos a los cortantes y previenen la delaminación circunferencialmente a la impresión. Las
cuatro texturas del lado izquierdo de la figura D1, ilustran la impresión que garantiza una fuerte
adherencia entre substrato y recubrimiento. Si se presenta delaminación en las proximidades de la
impresión, es indicativo de pobre adherencia de la interfaz capa/substrato, estos casos se
presentan con la texturas de falla inaceptable de la figura D1. Existe fuerte adherencia pero
fagilidad de la capa cuando se generan grietas radiales y delaminación por la indentación.
En algunos casos, la descripción comprensiva y explicita del campo de esfuerzo-deformación,
toma lugar durante la el proceso de indentación. Los modos de falla del recubrimiento son bien
correlacionados a las componentes de esfuerzo.
Figura B.1 Patrones de adherencia de la norma VDI 3198.
137
El primer modo de falla se refiere a las propiedades mecánicas del medio discreto del
recubrimiento y corresponde a sus propiedades. A pesar de su espesor pequeño, el recubrimiento
muestra propiedades mecánicas intrínsecas, como su cohesión interna. La literatura relacionada
indica que las componentes normales del tensor de esfuerzos son las responsables de su falla
frágil [D2]. Los esfuerzos normales mayores que el crítico (resistencia del recubrimiento) causan
astillamiento.
Por otro lado,
la separación o falla de la adhesión del recubrimiento y substrato esta
correlacionada con esfuerzo cortante del tensor de esfuerzos causando micro o macro
delaminación.
También existe el mecanismo de falla mixto o combinado, el cual no es sencillo clasificar y por
ende es complicado concluir que tipo e fractura ocurre si es decohesión o delaminación.
Normalmente este tipo de fallas son causadas por combinación de esfuerzo normal y cortante
causando efecto de pandeo y flexión cortante.
138
Anexo C.
Microscopia electrónica de barrido.
El Microscopia electrónica de barrido (MEB) es un desarrollo posterior al microscopio electrónico
de transmisión (TEM) y ha sido utilizado desde finales de los años 60´s. El SEM es el mejor
método adaptado al estudio de la morfología de las superficies. La imagen entregada por el SEM
se genera por la interacción de un haz de electrones que "barre" un área determinada sobre la
superficie de la muestra. La técnica esencialmente consiste en hacer incidir en la muestra un haz
de electrones. Este bombardeo de electrones provoca la aparición de diferentes señales que,
captadas con detectores adecuados, nos proporcionan información acerca de la naturaleza de la
muestra.
La parte principal de un microscopio electrónico de barrido es la denominada columna de
electrones (figura C.1) la cual lleva alojados en su interior los siguientes elementos:
 Un cañón de electrones con un filamento que actúa como emisor o fuente de iluminación, por
analogía con un sistema óptico.
 Un sistema de lentes electromagnéticas encargado de focalizar y reducir a un diámetro muy
pequeño el haz de electrones producido por el filamento.
 Un sistema de barrido que hace recorrer el haz de electrones ya focalizado por la superficie de
la muestra.
 Uno o varios sistemas de detección que permiten captar el resultado de la interacción del haz
de electrones con la muestra y transformarlo en una señal eléctrica.
 Una salida conectada a una o varias bombas que producen el vacío necesario para que el
conjunto funcione adecuadamente.
Además, el microscopio posee diversos sistemas que permiten observar las señales eléctricas
procedentes de los detectores, en forma de imágenes en un monitor de TV, fotografía, espectro de
elementos, etc.
En la figura C.1 se observan dos detectores; el de electrones secundarios, que son los electrones
arrancados a la propia muestra por la acción del haz incidente. Con esta señal obtenemos en un
monitor una imagen de la muestra, muy parecida a la visión del ojo humano debido a la gran
profundidad de foco de esta señal. El otro detector, de rayos X, captura este tipo de señal, con la
que obtenemos un espectro de elementos, es decir un análisis químico elemental de la muestra.
139
Figura C.1 Columna de electrones con sus elementos.
La señal de electrones secundarios es la que se emplea normalmente para obtener una imagen de
la muestra. Es la señal que nos proporciona una imagen más real de la superficie que estemos
estudiando (morfología superficial), se considera un electrón secundario aquel que emerge de la
superficie de la muestra con una energía inferior a 50 eV(electronvoltios).
La señal de electrones retrodispersados está compuesta por aquellos electrones que emergen de
la muestra con una energía superior a 50 eV(electronvoltios). Estos electrones proceden en su
mayoría del haz incidente que rebota en el material después de diferentes interacciones. La
intensidad de la señal de retrodispersados, para una energía dada del haz, depende del número
atómico del material (a mayor numero atómico mayor intensidad). Este hecho permite distinguir
fases de un material de diferente composición química. Las zonas con menor número atómico se
verán más oscuras que las zonas que tienen mayor. Esta es la principal aplicación de la señal de
retrodispersados.
El haz de electrones al penetrar en la muestra causa la emisión de RX desde regiones de la
superficie o de regiones cercanas, que tienen diferente composición que las del punto de
140
incidencia del haz. La adquisición de un espectro de RX consiste en recoger durante un
determinado tiempo, normalmente del orden de minutos, los fotones de RX que proceden de la
muestra, clasificándolos según su energía. Un espectro de dispersión de energías se presenta
usualmente como un histograma en donde el eje horizontal son unidades de energía, en
Kiloelectronvoltios (KeV), y el eje vertical número de cuentas o intensidad que se va autoajustando
a medida que crece el número de cuentas de la energía del pico más alto. Por último, una vez
adquirido el espectro, con la ayuda de patrones o sin ellos y mediante el programa adecuado se
puede realizar de forma automática el análisis cualitativo, es decir, la identificación de picos y el
analisis cuantitativo o cálculo de la concentración de los diferentes elementos.
Figura C.2 Zonas de un espécimen que son fuentes de señales
generadas por un haz de electrones impactando el espécimen.
La preparación de muestras es, en general, sencilla. Los requisitos indispensables que deben
cumplir son ausencia de líquidos, es decir, la muestra tiene que estar seca y además debe ser
conductora de la corriente eléctrica. Este último requisito se cumple en los metales pero no así en
otro tipo de materiales, por lo que para hacer a la muestra conductora se la recubre de una capa
de algún material conductor tal como el carbón o el oro. Este recubrimiento debe ser
suficientemente grueso como para que circule la corriente eléctrica que se deposita en la muestra
y suficientemente delgado para que no enmascare o tapar las características superficiales de
interés.
En la figura C.3 se muestra el MEB utilizado en este trabajo gracias al apoyo brindado por el Ing.
José Antonio García responsable del equipo que se encuentra en el ITESM, campus Estado de
México.
141
Figura C.3 MEB del ITESM, Campus Estado de México.
142
Anexo D.
Difracción de rayos X.
La Medición de esfuerzos por difracción de rayos X puede ser una herramienta poderos para el
análisis de falla o estudios de desarrollo de procesos.
Cuantificar los esfuerzos residuales
presentes en un componente, es frecuentemente crucial para entender la causa de falla ya que
puede acelerar o detener la fatiga o el agrietamiento por corrosión de esfuerzos. El esfuerzo es
una propiedad intrínseca y debe ser calculada a partir de una propiedad directamente medible
como la deformación o fuerza y área. El principio del análisis de esfuerzos por difracción de rayos
X está basado en la medida angular de la distribución de deformaciones en la estructura del
material. Esto es, se selecciona un ángulo de deflexión 2 Theta (80°) y se miden los cambios en
el espaciamiento d (espacio entre estructura cristalina) en diferentes orientaciones de la muestra.
Utilizando la ley de Hook los esfuerzos pueden ser calculados a partir de la distribución de
deformaciones.
En todos los métodos de difracción, la separación cristalina es calculada a partir del ángulo de
difracción 2θ, y el ancho de banda de los rayos X por la ley de Bragg. La precisión necesaria para
medir deformaciones en materiales ingenieriles puede ser alcanzada utilizando picos de difracción
producidos en regiones de alta reflexión, donde 2θ > 120°.
Modelo elástico de
esfuerzo plano. Debido a que la penetración de los rayos X es
extremadamente pequeña (<10μm) una condición de esfuerzo plano es asumida a existir en la
capa superficial difractada.
La distribución de esfuerzos es entonces descrita por esfuerzos
principales σ11 y σ22 en el plano de la superficie, sin la acción de esfuerzos perpendiculares a la
superficie libre, mostrando en la figura 1. La componente normal σ33 y el esfuerzo cortante σ13 =
σ31 y σ23 = σ32 actuando fuera del plano de la superficie de la muestra son cero. Una componente
de deformación perpendicular a la superficie, ε33 existe como un resultado de las contracción de la
relación de Poisson causada por los dos esfuerzos principales.
143
Instiituto Politéccnico Nacional, ESIME Za
acatenco
Figura D.1 Esfuerzo
o plano en la superficie
s
librre mostrando el cambio esspacial
structura con inclinación ψ para esfuerzzo uniaxial σφ paralelo a un
na cara.
de la es
mación en la
a superficie de
d la muestrra en un áng
gulo φ a partir del esfuerrzo principal σ11 esta
La deform
dado porr:


=

−

(
+ )
(D.1)
aciona el esffuerzo superrficial σφ, en alguna direccción definid
da por el áng
gulo φ, a
La ecuacción D.1 rela
la deform
mación εφψ, en
e la direcció
ón (φψ) y el esfuerzo principal en la
a superficie. Si dφψ es el espacio
entre planos de la es
structura me
edidos en la
a dirección definida
d
por φ yψ, la defo
ormación pu
uede ser
da en términos de cambio de espaciio en la estru
uctura crista
alina.
expresad


=

=

(D.2)
Donde d0 es el espacio de la estructura
e
libre de esfu
uerzo. Susttituyendo en
n la ecuació
ón D.1 y
resolviendo para dφψ
ψ se tiene:

=

(
)

 −
as constante
es elásticass apropiadas
Donde la

)
(
(
)
(
y

+ )+
(D.3
3)
están ahora en la dirección
n normal
cristalogrráfica a los planos
p
de la
a estructura (hkl) en el cual
c
la deforrmación es medida.
m
Deb
bido a la
anisotrop
pía elástica, las constantes elásticass en la direccción (hkl) co
omúnmente varía hasta 40% de
los valore
es mecánico
os conocidoss del materia
al.
144
La ecuación D.3 es la relación básica entre el espaciamiento del arreglo cristalino y el esfuerzo
biaxial en la superficie de la muestra. El espaciamiento dφψ es una función lineal de sin2 ψ.
Por ejemplo, de la figura D.2 se muestra la variación de d(3 1 1) con sin2 ψ, para ψ en el rango de
0 a 45° para un aluminio 5056-O con granallado y esfuerzos de -148 MPa.
sin2 ψ
Figura D.2 Dependencia lineal de d(3 1 1) sobre sin2 ψ
para el Aluminio 5056-O granallado.
La intercepción de la grafica en sin2 ψ=0 igual al espaciamiento del arreglo cristalino, d0, menos la
contracción de la relación de Poisson causado por la suma de esfuerzos principales:

=
−

(
+ )=

1−
(
)
(
+ )
(D.4)
La pendiente de la grafica es:


=

(
)

(D.5)
Las constantes elásticas para rayos X pueden ser determinadas empíricamente, pero el
espaciamiento del arreglo cristalino, d0, es generalmente desconocido.
Sin embargo, como
E>>(σ11 + σ22), el valor de dφψ para la ecuación D.4 difiere de d0 por no más de ± 0.1%, y σφ puede
ser aproximado por con esta exactitud sustituyendo dφψ por d0 en la ecuación D.6
145
La cual puede ser resuelta para el esfuerzo σφ:
 =

 (
)

(D.6)
El método entonces llega a ser una técnica diferencial y por ende patrones libre de esfuerzos
residuales no son necesarios para determinar d0 en este modelo. Todas las variaciones de las
técnicas para las mediciones de esfuerzos residuales, ángulo simple, doble ángulo y sin2 ψ
asumen esfuerzo plano y son basadas en la distancia o espaciamiento del arreglo cristalino y el
esfuerzo dado en la ecuación D.3.
146
Anexo E.
Técnica de nanoindentación
En nanoindentación pequeñas cargas y tamaños de punta de indentador son utilizados, por lo que
el área de indentación es del orden de algunos micrones o nanómetros. Este tipo de sistemas de
indentación (depth sensing indentation system, en inglés) es posible por la inclusión de sistemas
de desplazamientos y de aplicación de cargas sensibles. Transductores de carga deben ser
capaces de medir fuerzas en el rango de micro Newtons y sensores de desplazamiento en rangos
de resolución de sub-nanómetros. Las vibraciones transmitidas al equipo, fluctuaciones en
temperatura y presión atmosférica, fluctuaciones térmicas del componente durante el curso de una
experimentación pudieran causar variaciones en las mediciones. La figura E.1 muestra el equipo
de nanoindentación marca CSM NHT ubicado en el Centro de Nanociencias, Nano y
Microtecnologías del IPN.
Figura D. Nanoindentador MCS. Ubicado en el Centro
de Nanociencias, Nano y Microtecnologías del IPN.
Un indentador de geométrica conocida es utilizado, generalmente la punta Berkovich, el cual tiene
una geometría piramidal de tres lados. Durante el proceso de indentación la obtención de datos de
profundidad de penetración es realizada y el área de indentación es determinada en base a la
punta utilizada. Los valores obtenidos de profundidad de penetración y carga son graficados
(carga-desplazamiento), figura D.2, para extraer propiedades mecánicas del material.
147
Figura D.2 Gráfica Carga-Desplazamiento de obtenida por nanoindentación
en la fase Fe2B de un acero AISI 1045.
Módulo de elasticidad. La pendiente de la curva, dP/dh, en la descarga es indicativo de la rigidez
S del contacto. Esta rigidez es utilizada para calcular el modulo reducido de elasticidad Er, como
=
√

(E.1)
)
(
Donde A(hc) es el área de indentación en la profundidad de contacto hc (la profundidad de la
indentación residual), β es una constante geométrica del orden de la unidad. A(hc) es
aproximadamente mediante un ajuste polinomial, que para la punta Berkovich es:
(ℎ ) = 24.5ℎ +
ℎ +
ℎ
/
+
ℎ
/
+⋯
ℎ
/
(E.2)
El modulo reducido Er es relacionado al modulo de elasticidad Es del espécimen a través de la
siguiente relación de contacto mecánico:
=

+
(
 )
(E.3)
El subíndice i indica una propiedad del material del indentador y ν es la relación de Poisson. Para
punta del indentador de diamante Ei=1140 y νi es 0.07. Para el espécimen varía entre 0 y 0.5 para
la mayoría de los materiales es 0.3.
148
Figura D.3 Nanoindentación en fase Fe2B en un acero AISI 1045.Carga 500 mN.
Dureza. La dureza está dada por la siguiente relación:
=
(E.4)
Esta ecuación relaciona la carga máxima con el área de indentación. El área puede ser medida
después de la indentación por microscopia atómica, óptica o electrónica de barrido. Sin embargo,
algunos indentadores utilizan un área funcional basada en la geometría de la punta y la carga
elástica durante la prueba. El uso de esta área permite obtener la nanodureza en tiempo real a
partir de la grafica carga-desplazamiento. Un área funcional A(h) típicamente describe el área
proyectada de un indentador como una función polinomial de segundo orden de la profundidad del
indentador h.
Existen otros parámetros que se pueden obtener mediante nanoindentación, sin embargo para las
pruebas realizadas la dureza como el modulo de elasticidad fueron las utilizadas para caracterizar
la capa de boruros de hierro, por tal motivo en este anexo las bases para obtener estas
propiedades son revisadas brevemente. Para mayor referencia acudir a los autores Ficher-Cripps
y Oliver and Pharr.
149
Anexo F.
Método de la escalera
S = Nivel de esfuerzos
d = Incremento de esfuerzos
n
,
= Numero de evento menos frecuente en el nivel de esfuerzos i
μ = Media
σ = Desviacion estandar
Probetas VRM normalizadas.
Para el cálculo se utilizan las pruebas suspendidas debido a que es el evento menos frecuente.
Prueba suspendida
Prueba fracturada
Amplitud de esfuerzo (Mpa)
175
170
165
160
155
150
0
2
4
6
8
10
12
14
Número de Probeta
Figura A.1 Datos de pruebas de fatiga método escalera
para probetas VRM normalizadas
d= Incremento de esfuerzo= 5 Mpa
=0
= 155
=1
= 160
,
=2
=3
=2
= 165
,
=1
=3
= 170
,
=0

=
,
( )(
,
,
=6
) = 0 + (1)(3) + (2)(1) + (3)(0) = 5
150
=
=(
+ )
∑
,
±
() (
) = 0 + (1) (3) + (2) (1) + (3) (0) = 7
,
= 161.66 MPa
+
= 155 + 5
como
∑
−
,
∑
=
,
(7)(6) − 5
= 0.472
6
y
0.472 ≥ 0.3
tenemos
∑
= 1.62)( )
−
,
∑
+ 0.029 = (1.62)(5)
,
(7)(6) − 5
+ 0.029 = 8.5
6
Probetas VRM borurizadas.
Para el cálculo se utilizan las pruebas suspendidas debido a que es el evento menos frecuente.
Prueba suspendida
Prueba fracturada
115
Amplitud de esfuerzo (Mpa)
110
105
100
95
90
0
2
4
6
8
10
12
14
Número de Probeta
Figura A.2 Datos de pruebas de fatiga método escalera
para probetas VRM boruradas
d= Incremento de esfuerzo= 5 MPa
=0
=1
= 95
= 100
=2
,
,
=2
=2
= 105
,
=1
=3
= 110
,
=0
151

=
=
=(
+ )
∑
,
±
( )(
,
() (
,
= 95 + 5
+
,
=5
) = 0 + (1)(2) + (2)(1) + (3)(0) = 4
) = 0 + (1) (2) + (2) (1) + (3) (0) = 6
= 101.5 MPa
Como
∑
∑
−
,
,
=
(6)(5) − 4
= 0.56
5
y
0.56 ≥ 0.3
tenemos
= 1.62)( )
∑
∑
−
,
,
+ 0.029 = (1.62)(5)
(6)(5) − 4
+ 0.029 = 8.65
5
152
Anexo G. PUBLICACIÓN EN REVISTAS
Effect of Boriding on the Mechanical Properties of AISI 1045 Steel
Advanced Materials Research Vol. 65 (2009) pp 63-68
G. Rodríguez Castro1, I. Campos-Silva1, J. Martínez-Trinidad, U. Figueroa-López, D. Meléndez-Morales3, J.
Vargas-Hernández
Characterization of boride layers formed at the surface of gray cast irons
Kovove Mater. 47 2009 1–7
I. Campos-Silva, N. López-Perrusquia, M. Ortiz-Domínguez, U. Figueroa-López, O. A. Gómez-Vargas, , G.
Rodríguez-Castro
Study of microcracks morphology produced by Vickers indentation on AISI 1045 borided steels.
Materials Science and Engineering A 475 (2008) 285–292
Campos, G. Ramírez, C. Villa Velázquez , U. Figueroa, G. Rodríguez
Evaluation of the tool life and fracture toughness of cutting tool boronized by paste boriding process.
Applied Surface Science 254 (2008) 2967–2974
Campos, M. Farah, N. López, G. Bermúdez, G. Rodríguez, C. VillaVelazquez
153
Advanced Materials Research Vol. 65 (2009) pp 63-68
online at http://www.scientific.net
© (2009) Trans Tech Publications, Switzerland
Online available since 2009/Mar/17
Effect of Boriding on the Mechanical Properties of AISI 1045 Steel
G. Rodríguez-Castro1,a, I. Campos-Silva1,b, J. Martínez-Trinidad1,c,
U. Figueroa-López2,d, D. Meléndez-Morales3,e, J. Vargas-Hernández3,f
1
Instituto Politécnico Nacional. SEPI-ESIME U.P Adolfo López Mateos, Zacatenco México D.F.
07738 México.
2
Instituto Politécnico Nacional. SEPI-ESIQIE U.P Adolfo López Mateos, Zacatenco México D.F.
07738 México.
a
[email protected], [email protected], [email protected], [email protected]
e
[email protected], [email protected],
Keywords: boriding; boride layers; fatigue strength; adhesion; residual stresses; porosity.
Abstract. Some mechanical properties of AISI 1045 borided steels were estimated in the present
work. The boriding process was carried out by the powder pack method at 950°C with 8 h of
treatment. The fatigue strength on borided notched specimens was evaluated with rotating bending
tests (R=1) considering a stress concentration factor (Kt) of 2.53. Likewise, the presence of residual
stresses in boride layers was established by the XRD technique. The Daimler-Benz Rockwell C test
was used, also, to estimate the strength adhesion of the coated system. The results show a decrease
in the fatigue strength of AISI borided steels due to the presence of high porosity in the layers.
Finally, the Rockwell-C adhesion test showed no coating failure for the boride layer.
1 Introduction
Boriding is a thermo chemical surface hardening process that involves diffusion of boron into a
well-cleaned base metal (steel) surface at high temperature. The boriding process takes place at
temperatures between 850 and 1000°C. The resulting metallic boride provides high hardness and
wear resistance, high-temperature resistance and corrosion resistance [1]. The boriding of steel
alloys results in the formation of either a single-phase or double-phase layer with definite
compositions. Depending upon boron potential, the chemical composition of the substrate,
temperature and treatment time, two phases can be identified on the layer: the outer, FeB
(orthorhombic crystalline structure), with a boron content of ~ 16 wt.%, and an inner phase with
tetragonal crystalline structure, Fe2B, with a boron content of ~ 9 wt.% [2].
A diffusion zone exists below these layers, because of the massive precipitation of iron borides
without coalescence, essentially small precipitates of the Fe2B phase, forming a dark colour
interface with the inner part of the material. The morphology of the layers depends fundamentally
on the chemical composition of the substrate. In low-alloy steels, saw-toothed layers are obtained
whereas in high-alloy steels these layers tend to be flat [3].
Due to essential difference between mechanical and physical properties of coating and substrate,
different methods are applied to study the effect of boriding on ferrous and non-ferrous alloys [4].
The objective of this work is to investigate the mechanical properties such as fatigue strength,
adherence of the coated system and residual stresses on AISI 1045 borided steel.
2 Experimental procedures
2.1 Boriding process
All the samples were borided at 950°C with 8 h of exposure time. A stainless steel AISI 304 L
container was used to carry out the conventional pack powder boriding treatment. At the end of the
All rights reserved. No part of contents of this paper may be reproduced or transmitted in any form or by any means without the written permission of the
publisher: Trans Tech Publications Ltd, Switzerland, www.ttp.net. (ID: 148.204.36.80-17/03/09,16:06:33)
Kovove Mater. 47 2009 75–81
75
Characterization of boride layers formed at the surface
of gray cast irons
I. Campos-Silva1 *, N. López-Perrusquia1 , M. Ortiz-Domínguez1 , U. Figueroa-López2 ,
O. A. Gómez-Vargas1, A. Meneses-Amador1 , G. Rodríguez-Castro1
1
Instituto Politécnico Nacional, SEPI-ESIME U. P. Adolfo López Mateos, Zacatenco, México D. F. 07738, México
2
Tecnológico de Monterrey, Campus Estado de México, Carretera al Lago de Guadalupe, km 3.5,
Atizapán Edo, de México 52926, México
Received 30 May 2008, received in revised form 23 February 2009, accepted 23 February 2009
Abstract
The characterization of iron boride layers formed at the surface of gray cast irons is evaluated in the present study. The thermochemical treatment applies the pack-powder boriding
process in order to produce the Fe2 B phase at the surface of the material. The treatment was
carried out at three different temperatures (1173, 1223 and 1273 K) and four exposure times
(2, 4, 6, and 8 h). What is more, the boride layers were evaluated by the Vickers microindentation test, the X-Ray Diffraction method (XRD) and by the Energy Dispersive Spectroscopy
method (EDS). Considering the growth fronts obtained at the surface of the gray cast irons,
the boride incubation time and the mass balance equation at the interface Fe2 B/substrate, the
boron diffusion coefficient on the borided phase was determined in the range of the treatment
temperatures. Also, the mass gain on the surface of the borided gray cast irons was calculated
assuming that the thermodynamic equilibrium remained constant during the process.
K e y w o r d s : borides, diffusion, growth kinetics, hard coatings, gray cast irons, boriding
1. Introduction
The use of thermochemical treatments to improve
the mechanical, physical and chemical properties of
metallic and non-metallic materials has been one of
the most important factors to increase the lifetime
of mechanical components. Gray cast irons have been
used extensively in the automotive industry where the
operative conditions of the components are subjected
to wear, abrasion and corrosion.
In this case, the boriding treatment is an alternative to increase the different properties at the surface of
ferrous and non-ferrous alloys. The boride layers have
extremely high hardness (from 1800 to 2000 HV) in
comparison with nitriding or carburizing treatments,
excellent thermal stability at high temperatures, friction coefficient is very low, and the corrosion resistance
at the surface of the base materials in acid and alkaline
media is improved [1–3]. Considering the boron potential that surrounds the material, the temperature, the
treatment time and the chemical composition of the
substrate, an Fe2 B monolayer or FeB/Fe2 B polyphase
layers can be identified at the surface of the material. The boride layer has a saw-toothed morphology
that increases the adherence of the borided phase with
the substrate. According to the thermal, mechanical
and physical properties of the boride layers, boronized
cast irons can resist extreme conditions of work up to
1223 K.
The growth kinetics of iron boride layers has received a particular interest in the field of the boriding treatment in order to automate and optimize the
process. For this reason, different mathematical models have been proposed to determine the boron diffusion coefficient at the borided phases [2–7]. Most
of these models consider the thermodynamic equilibrium at the interface during growth and a linear boron
concentration profile at the boride layer. The boron
diffusion coefficient is obtained by the mass balance
equation at the growth interface, considering that √
the
boride layers obey the parabolic growth law u = k t,
where u is layer thickness, k is rate constant and t is
*Corresponding author: tel.: (+52) (55) 57296000 ext. 54768; fax: (+52) (55) 57296000 ext. 54589; e-mail address:
[email protected]
Materials Science and Engineering A 475 (2008) 285–292
Study of microcracks morphology produced by Vickers
indentation on AISI 1045 borided steels
I. Campos a,∗ , G. Ramı́rez b , C. VillaVelázquez a , U. Figueroa c , G. Rodrı́guez a
a
Instituto Politécnico Nacional, SEPI-ESIME, U.P., Adolfo López Mateos, Zacatenco, México D.F. 07738, Mexico
b Universidad Politécnica de Catalunya, C/Jordi Girona 31, Barcelona 08034, Spain
c Tecnológico de Monterrey, Campus Estado de México, Carretera al Lago de Guadalupe, km 3.5, Atizapán Edo. de México 52926, Mexico
Received 17 March 2007; received in revised form 12 April 2007; accepted 13 April 2007
Abstract
In this work, we analyzed the roughness morphology of indentation microcracks produced by the Vickers microindentation in the iron boride
Fe2 B. Using the paste boriding process, the boride layers were formed at the surface of AISI 1045 steels. The diffusion processes were carried
out with 5 mm of boron paste thickness over the substrate surface at three different temperatures (1193, 1223 and 1273 K) with two different time
exposures. The indentations in each Fe2 B layer were made using a constant load of 200 g at four different distances from the surface. The fracture
behavior of the Fe2 B borided phase is found to be brittle in nature. The profiles of microcracks formed at the corners of the indentations were
obtained using the scanning electronic microscopy and were analyzed within the framework of fractal geometry. We found that all indentation
microcracks display a self-affine invariance characterized by the same roughness (Hurst) exponent H = 0.8 ± 0.1. The effect of the self-affine
roughness of indentation microcracks on the measured fracture toughness is discussed within the framework of the mechanics of self-affine cracks.
It is pointed out that the arrest of indentation microcracks is controlled by the fractal fracture toughness, which for the Fe2 B borided phase is found
to be Kfc = 0.42 ± 0.02 MPa m0.75 at all distances from the surface.
© 2007 Elsevier B.V. All rights reserved.
Keywords: Paste boriding; Fractal fracture toughness; Boride layers; Self-affine cracks; Roughness morphology
1. Introduction
Boriding is the surface boron saturation of metals and alloys
with the purpose of increasing their hardness, wear and corrosion resistance in engineering components where their industrial
applications require those properties. The boriding process can
be made through mixtures of powders, salts, molten oxides,
as well as gas mediums and pastes [1,2]. Paste boriding is an
alternative method of sample treatment when the manual work
required in powder boriding needs to be decreased. In addition, its advantage lies in high volumes of work and in selective
treatments [3]. Two phases can form depending on the boron
potential, the substrate, temperature and treatment time: the
outer phase FeB, with a boron content of ∼16 wt.%, and an
inner phase Fe2 B, with a boron content of ∼9 wt.% [1–4]. The
morphology displayed by both layers is saw-toothed, with a
∗
Corresponding author. Tel.: +52 55 57296000x54768; fax: +52 55 57296000.
E-mail address: [email protected] (I. Campos).
0921-5093/$ – see front matter © 2007 Elsevier B.V. All rights reserved.
doi:10.1016/j.msea.2007.04.052
columnarity extent of the layer–substrate interface which mainly
depends on the nature and amount of alloying elements in the
steel [5]. Generally, the boride steel interface tends to be columnar for low or medium carbon steels, and flat for high alloy steels
[6]. The important consideration is the fact that a thicker and
better-anchored boride layer can be applied to low-alloy materials than to high-alloy materials. The surface exposed to wear
is no longer the substratum but the boride layer. The function
of the substratum is to provide the elements with the necessary
properties which are determined by the type of wear involved
[7–9]. While a number of investigations have been carried out on
the tribological properties of iron borided layers (see [7–12] and
references therein), only in a few works [10–13] were devoted
to the estimation of fracture toughness of phases FeB and Fe2 B.
However, the reported values of fracture toughness are varied
in a relative wide range between 1.39 and 6.40 MPa m1/2 , nevertheless it is expected that the fracture toughness should be the
material constant [14].
The fracture toughness of hard layers is commonly measured
using the Vickers indentation tests [14–19]. The indentation of
Available online at www.sciencedirect.com
Applied Surface Science 254 (2008) 2967–2974
www.elsevier.com/locate/apsusc
Evaluation of the tool life and fracture toughness of cutting tools
boronized by the paste boriding process
I. Campos a,*, M. Farah b, N. López a, G. Bermúdez a, G. Rodrı́guez a, C. VillaVelázquez a
b
a
Instituto Politécnico Nacional, SEPI-ESIME U.P. Adolfo López Mateos, Zacatenco, México 07738, D.F., Mexico
Tecnológico de Monterrey, Campus Ciudad de México, Calle del Puente 222 Col. Ejidos de Huipulco, México 14380, D.F., Mexico
Received 13 September 2007; received in revised form 16 October 2007; accepted 16 October 2007
Available online 23 October 2007
Abstract
The present study evaluates the tool life and the fracture toughness of AISI M2 steel cutting tools boronized by the paste boriding process. The
treatment was done in selective form on the tool tips of the steels. The temperatures were set at 1173 and 1273 K with 4 h of exposure time and
modifying the boron carbide paste thicknesses in 3 and 4 mm. Microindentation fracture toughness method was used on the borided tool at the
temperature of 1273 K and a 4 mm paste thickness, with a 100 g load at different distances from the surface. Also, the borided cutting tools were
worn by the turning process that implied the machining of AISI 1018 steel increasing the nominal cutting speed, of 55 m/min, in 10 and 25% and
maintaining the feed and the depth cut constants. The tool life was evaluated by the Taylor’s equation that shows the dependence of the
experimental parameters of the boriding process.
# 2007 Elsevier B.V. All rights reserved.
Keywords: Boriding; Tool life; Fracture toughness; Borided layers; Wear resistance; Cutting tools
The aim of the surface modification of high speed steels used
as cutting tools is to improve its performance in the machining
process, the tool life (defined as the period of time that tool
cutting edges lose their usefulness through wear) and to modify
the mechanisms (chipping, partial fracture, plastic deformation,
thermal crack, etc.) that promote their failure in normal cutting
condition.
In hard metal tools, depending on the cutting conditions, a
severe wear is present at either the flank or the face of the
tool. In some instances, flank wear and face wear reach the
limit values simultaneously. Flank wear results in a wear land
of a constant or a variable length. When the face and flank
wear away simultaneously, the width of the face portion
between the crater and the cutting edge gradually decreases
from both sides and the strength of the cutting edge
diminishes. This type of wear predominates at low cutting
speed, also being affected by the feed speed and tool
geometry [1–3].
Nowadays, coatings represent an important part in the present
stage of development of cutting tool technology. The use of
coated tools is essential in current trends for machining for many
reasons. The great heat generation when machining without
cutting fluid and high speed cutting, and more recently, dry high
speed demand cutting tools with an elevated heat resistance or the
presence of a heat insulating coating on the surface.
Within the diverse technologies of thermochemical treatments for the high speed steels, the paste boriding process is
emphasized by its low cost, quality of products, and flexibility
during the process [4,5]. Depending on the boron carbide paste
thicknesses that surrounds the material surface, the chemical
composition of the substrate, the temperature and the treatment
time could form either one or two phases at the material surface
[6,7]. The borided phases (FeB, Fe2B1) must fulfill properties
that retard or modify the proposed failure mechanisms in
* Corresponding author. Tel.: +52 55 57296000x54768;
fax: +52 55 57296000x54589.
E-mail address: [email protected] (I. Campos).
1
The phase FeB, found at the external material surface, is more fragile, due
its orthorhombic crystalline structure, and its boron content, approximately
16 wt.%. The inner phase, Fe2B, has 8.33 wt.% of boron, and its crystalline
structure is tetrahedral.
1. Introduction
0169-4332/$ – see front matter # 2007 Elsevier B.V. All rights reserved.
doi:10.1016/j.apsusc.2007.10.038
Anexo H. DIBUJOS DE DISPOSITIVOS
Figura G.1 Explosión de elementos del dispositivo flexión 3 puntos.
154

T E S I S - Sección de Estudios de Posgrado e Investigación

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