Fatiga Térmica27/12/2011 | Author Raúl Coltters

La fatiga térmica es el resultado de variaciones de temperatura y es lo contrario de fatiga a temperaturas elevadas que es causada por ciclos de deformaciones. Dos condiciones son necesarias para que ocurra fatiga térmica: a) la existencia de una forma de contracción mecánica y b) cambios de temperatura.

El cambio de temperatura induce una expansión térmica en el material:

Si la expansión es obstaculizada, se producen esfuerzos térmicos cuya magnitud es tal que es como si se aplicara un esfuerzo externo. Los esfuerzos térmicos pueden producirse por restricciones internas o externas, las internas pueden ser causadas por una distribución no uniforme de la temperatura o propiedades no homogéneas del material. Si la carga es causada por restricciones internas se habla de esfuerzo térmico puro o esfuerzo térmico. Si los esfuerzos son causados por restricciones externas se habla de esfuerzos termomecánicos.

La teoría de esfuerzos térmicos es bien conocida donde varios textos han desarrollado el tema [25-28], de tal manera que existen soluciones analíticas para una gran diversidad de geometrías [26]. Paralelamente a estas soluciones analíticas se han desarrollado fórmulas simplificadas, Yashimoto et.al. [29] estimó la siguiente ecuación para el esfuerzo térmico máximo producido durante un ensayo de temple

Cuando se trata de un material de dos fases, como el caso de aceros dúplex, donde las fases tienen distinta expansión térmica, el cambio de temperatura produce un desajuste en la deformación y en los esfuerzos térmicos entre las dos fases, los cuales pueden ser muy complejos. Estos micro esfuerzos residuales afectan la aparente expansión térmica y pueden causar una alteración en el relieve de la superficie. El esfuerzo total en una fase, entonces es la suma de los micro y macro esfuerzos:

En una microestructura orientada al azar los esfuerzos microscópicos de las fases constituyentes están relacionadas con la condición de equilibrio

Las cargas térmicas cíclicas causan daño y crecimiento de grietas. Si la carga de fatiga se origina solamente por cargas térmicas cíclicas y el esfuerzo mayor coincide con la temperatura mayor se dice que la carga está en fase y fuera de fase si la temperatura más elevada coincide con el esfuerzo menor, como se muestra en la fig.10.22.

 

Fig.10.22.- Ilustración esquemática de una carga en fase y fuera de fase [30].

Fig10.23.-Curvas típicas de distribución de Δε en función de la profundidad “X” desde la superficie causada por la carga de fatiga térmica. A cierta profundidad Δε tienen un

mínimo [30]. ( Figuras 10.22 y 10.23 reproducidas con autorización del Dr. I. Virkkunen; Helsinki University of Technology, Dpt. Mech. Eng., Helsinki, Finland ).

 

Se ha observado que la disminución rápida de Δε indica que las grietas diminuyen su velocidad de crecimiento a medida que se profundizan alcanzando un Δε mínimo, luego continuación un pequeño número de grietas crecen levemente la velocidad, lo cual se muestra en la fig.10.23.

10.2.1.- Aspectos Macroscópicos del daño por Fatiga Térmica

Los esfuerzos en la superficie a menudo exceden la resistencia a la fluencia del material [35] y debido al equilibrio de esfuerzos, tan pronto como la deformación plástica tiene lugar se producen esfuerzos residuales, estos esfuerzos térmicos son biaxiales.

10.2.1.1.- Daño superficial.

La deformaciones elevadas en la superficie dan lugar a una rápida propagación de grietas en una multitud de sitios de iniciación. Debido a esta biaxalidad, las grietas se inician y crecen igualmente en todas direcciones formando una red semejante a un mosaico, las grietas relajan los esfuerzos perpendiculares al plano de ellas, de tal manera que las nuevas grietas se encuentran con las viejas en un ángulo de 90º. Un patrón típico de grietas por fatiga térmica se muestra en la fig.10.24.

Fig.10.24.- Patrón típico con aspecto de mosaico formado por grietas por fatiga térmica [30]. (Reproducido con autorización del Dr. I. Virkkunen, Helsinki University of Technology, Department of Mechanical Engineering, Helsinki, Finland).

 

Estudios sobre fatiga térmica en aceros dúplex han demostrado que el daño comienza con la formación de bandas persistentes de deslizamiento (BPD). A medida que la fatiga continúa, aumenta el número de BPD formando microgrietas en todas las direcciones sin ninguna orientación preferencial y rápidamente se forma una red con aspecto de mosaico típico de fatiga térmica. Las figuras 10.25 y 10.26 muestran el crecimiento de grietas en cuatro aceros dúplex ensayados en las siguientes condiciones [31]:

Ensayo 1, en el intervalo de temperatura 200 – 600 ºC.Material A = acero AISI 321 ( 19,6Cr 10Ni 0,9Mn 0,7Si 0,4Ti ).

Material B = acero AISI 321 ( 19,6Cr 10Ni 0,4Mo 0,9Mn 0,7Si 0,4Ti ).Ciclos: 100, 500 y 1500.

Ensayo 2, en el intervalo de temperatura 200 – 600 ºC.Material C = acero AISI 347 ( 17,3Cr 9,2Ni 0,4Mo 1,5Mn 0,4Si 0,4Cu 0,5Cb 0,1Co ).Material D = acero AISI 347 ( 17,3Cr 9,2Ni 0,4Mo 1,5Mn 0,4Si 0.,Cb ).Ciclos:Material C: 200, 1500, 2000 y 5000.Material D: 200, 1500, 3000 y 5000.

Grietas superficiales con longitudes mayor de 100 μm se observaron a partir de 500 ciclos.

 

Fig.10.25.- Réplicas del crecimiento de grietas por fatiga térmica en dos aceros dúplex AISI 321 en el intervalo de 20 a 600 ºC [31]. (Réplicas reproducidas con autorización del Dr. I. Virkkunen, Helsinki University of Technology, Department of Mechanical Engineering, Helsinki, Finland).

 

Fig.10.26.- Réplicas del crecimiento de grietas por fatiga térmica en dos aceros dúplex AISI 347 en el intervalo de 20 a 600 ºC [31]. (Reproducidas con autorización del Dr. I. Virkkunen, Helsinki University of Technology, Department of Mechanical Engineering,Helsinki, Finland).

10.2.1.2.- Ejemplos.

La fatiga térmica verdadera ocurre en componentes de motores de combustión interna, donde se usan piezas fundidas de secciones gruesas y en intercambiadores de calor. Otro ejemplo importante son las paletas de la turbinas de motores de aviones (fig.10.27).

Fig.10.27.- Dibujo esquemático de las formas que adoptan los alabes de una turbina como resultado de estar expuestos a ciclos de calentamiento y enfriamiento [32]. (a) Forma que adopta durante el calentamiento y (b) forma que adopta durante el enfriamiento. (Figuras tomadas de Failure Analysis and Prevention; ASM Handbook, vol. 11 (1992)p266).

 

Bajo ciertas circunstancias la fatiga térmica y la ruptura por esfuerzo se confunden. Fatiga térmica es el mecanismo básico en fallas que ocurren por numerosos ciclos de calentamiento y enfriamiento cortos. Ruptura por esfuerzo viene a ser importante de considerarlo a medida que el tiempo de ciclos aumenta y por lo tanto es un proceso a largo plazo.

La mayoría de los procesos de fatiga térmica son del tipo de bajo ciclos y alta deformación; la superficie de fractura es áspera y faceteada en o cerca de los lugares de iniciación y mas fibrosas con labios de desgarramiento a 45º en el área de la fractura final. Bajo idénticas condiciones de servicio las aleaciones con bajo coeficiente de dilatación medio tales como Inconel 600 y 601, Hastelloy X y RA 333 se comportarán mejor que aquellas aleaciones con coeficientes térmicos de expansión levemente mayores como Incoloy 800 y RA 330.La fig.10.28 muestra el efecto del tamaño en la resistencia a la fatiga térmica en dos barras de aleación RA 330 sometidas a varios ciclos de calentamiento y templado. En la figura se puede ver que la de menos diámetro resiste mejor. Ambas barras mostraron evidencia de carburización pero la de mayor diámetro sufrió fatiga térmica.

 

Fig.10.28.- Efecto del tamaño de la sección en la fatiga térmica de barras de una aleación RA 330 [33]. (Figuras tomadas de Failure Analysis and Prevention; ASM Handbook, vol. 11 (1992).

 

La fig.10.29 muestra la morfología de unas grietas en una sección de una tubería que sufrió la acción combinada de corrosión y agrietamiento por fatiga térmica. Este daño ocurrió en la central de potencia (coal fired power unit) de una planta térmica. Esta plantas que queman carbón que contiene un máximo de 1% de azufre y 0,1% Cl, producen una atmósfera en la zona de combustión que consiste en CO, CO2, O2, SO2 y ocasionalmente H2S.

Las observaciones microscópicas de las secciones del tubo mostraron que la corrosión en aproximadamente un 30% de las paredes laterales se produjo debido a grietas de fatiga

térmica en combinación con productos de la corrosión en la punta de las grietas (Alligator Skin Cracking).

En aceros de baja aleación, las escalas formadas en ambientes reductores consisten principalmente de capas porosas de magnetita con inclusiones de sulfuros y presentan grietas [34], lo cual las hace poco resistentes a la corrosión. En áreas cercanas a los quemadores y en atmósferas sulfurosas y condiciones de fatiga térmica, las grietas son más profundas que en una ambiente oxidante [34]. Estas grietas están llenas con sulfuros y óxidos y constituyen un fenómeno llamado grietas de piel de cocodrilo (Alligator Skin Cracking).

 

 

En la fig.10.30 se muestra un tubo de acero cromo molibdeno ASME SA231 grado T2 que ha estado en servicio aproximadamente 100.000 horas a la temperatura de 454 ºC y 1900 psi. Observaciones indicaron que el lado agrietado soportó cambios de temperaturas de 1250 a 1320 F, lo cual produjo la falla por fatiga térmica, debido a las fracturas producidas por la variación de esfuerzos y fluctuación de la temperatura.

 

Fig.10.30.- Vista superficial de una grieta que penetra en la pared en forma de cuña, lo cual es típico de fatiga térmica que atraviesa la pared de un tubo de acero cromo

molibdeno ASME SA231 grado T2, que falló por fatiga térmica [35]. (Figura 10.30 reproducida con autorización de Corrosion Testing Laboratories Inc., Newark, Delaware).

 

La fig.10.31 muestra la falla por fatiga térmica de un manguito de acero inoxidable AISI 3.16L de un inyector en un sistema de vaporización. El análisis visual mostró que las grietas superficiales se propagaron en forma circunferencial y longitudinal. Ellas penetraron totalmente las paredes hasta llegar a la superficie interior del manguito.

El examen metalográfico mostró la presencia de compuestos de corrosión en la superficie interior, las cuales se atribuyeron a un ataque general de corrosión descartándose una corrosión bajo tensión. La profundidad de algunas grietas interganulares se atribuyó a fatiga con corrosión. Además el agrietamiento circular se consideró causado por la combinación de ciclos de esfuerzos térmicos y corrosión. La fatiga por corrosión axial fue impulsada principalmente por esfuerzos circunferenciales debido a las presiones internas generadas durante el funcionamiento del equipo y la corrosión.

El análisis elemental por dispersión de energía (EDS) detectó principalmente residuos orgánicos ( carbono y oxígeno) y productos de corrosión (óxidos de cromo y hierro) y trazas de cloro en la superficie de las grietas.

Fig.10.31.- Agrietamiento por fatiga térmica de un manguito de un inyector de acero inoxidable 316L [36].(Figuras (a), (b) y (c) reproducidas con autorización de Metallurgical Technologies Inc., New Jersey, USA).(a) Una parte del manguito agrietado del inyector .(b) Vista mas detallada de la superficie interna del manguito donde se pueden ver varias grietas longitudinales y circulares.(c) La grieta supuestamente más larga y profunda, fue partida manualmente para observar su superficie. Se puede apreciar unos depósitos rojizos y negruzcos, además la superficie estaba curvada. Superficies curvadas son indicación de que la progresión de la grieta fue por fatiga. El análisis químico de los depósitos mostraron que se trataba de óxidos de hierro y cromo. En conclusión, el agrietamiento intergranular se debe a fatiga térmica acompañada de corrosión.

 

La fig.10.32 muestra los resultados de un ensayo de fatiga térmica en una lámina de Cu de 300 nm de espesor recubierta por ambas caras con un película de SiO2. El calentamiento se realizó en una pletina térmica dentro de la cámara de un microscopio electrónico de barrido. Los ciclos de temperatura se hicieron aplicando un voltaje sinusoidal alterno a la lámina. Los intervalos de temperatura ΔΤ fueron de 120 a 190 ºC, siendo la temperatura mínima To entre 70 y 130 ºC. A un intervalo de ΔT ≈170ºC se observaron daños en forma de parches de arrugas (fig.10.32 a). A un intervalo de ≈ ΔT de 180 ºC la probeta de cobre falló al romperse. Al juntarse las dos partes se puedo ver que el efecto de las tensiones creadas produjeron una fusión del metal durante el proceso, presumiblemente esta fusión se debió a la disminución de la sección trasversal (fig.10.32b).

Fig.10.32.-Ensayo de fatiga térmica en una lámina de Cu recubierta en ambas caras con SiO2 [37]. ( Foto tomada de R. Monig et. al.; Review fo ScientificInstruments, vol.75,No 11(2004)pp.4497-5004 ).

 

Las figuras 10.33 muestra la falla de una válvula de escape de titanio de un motor de autos de carrera. Su vástago tiene un recubrimiento de molibdeno de aproximadamente 4,5 cm de longitud, la que se señala con una flecha roja. El borde de transición de la capa de molibdeno fue de aproximadamente de 1,5 centímetros desde el extremo de la cabeza de la válvula. En la mayoría de las válvulas examinadas, la zona de transición fue de aproximadamente 1,75 pulgadas o superior desde la cabeza de la válvula. Este vástago, en su recubrimiento de molibdeno tiene una zona de picaduras poco comunes como se ve en la figuras 10.33 (a) y (b) y en vistas ampliadas en las figuras 10.33 (c) y (d).

El análisis de la falla reveló que las picaduras fueron producto de un desprendimiento en la superficie, en ciertas partes de la capa de molibdeno. En estas zonas de recubrimiento desprendido el metal base se oxidó, observándose una fina capa de titanio alfa en la capa de óxido además se observaron grietas de fatiga térmica.

Las figuras 10.33(c) y 10.33(d) muestran dos cortes transversales del borde de la zona de transición del recubrimiento y de una picadura respectivamente. En el primer corte se pueden ver que productos de la corrosión ha llenado el espacio dejado por el material desprendido y en el segundo corte se encontraron grietas térmicas en la base de la picadura, que está constituida por titanio alfa.

Esto indicó unas condiciones operación poco comunes de: a) temperaturas elevadas y b) condiciones de oxidación del medio superiores a lo normal.

Las diferencias entre los coeficientes de expansión térmica entre el recubrimiento y el metal base, sobre todo en la base de la cabeza de la válvula donde las temperaturas son superiores, fueron las causas del desprendimiento y la falla por fatiga térmica.

 

 Aspectos Microscópicos del daño por termofluencia //

Efecto de la Temperatura24/12/2011 | Author Raúl Coltters

Al aumentar la temperatura de un metal o aleación diminuyen tanto su resistencia, como su vida de fatiga. Existen dos mecanismos de falla relacionados con la temperatura; (a) Termofluencia y (b) Fatiga Térmica. Si la carga es constante se producirá una deformación dúctil y el material terminará fallando por ” termofluencia”. Por otra parte, los cambios cíclicos de temperatura favorecen la falla por fatiga térmica, cuando el material se calienta de manera no uniforme, alguna partes de la estructura se dilatarán más que otras. Esta expansión no uniforme introduce esfuerzos dentro del material y cuando la probeta se enfría y se contrae se introducen esfuerzos opuestos y como consecuencia de los esfuerzos y deformaciones inducidos térmicamente el material fallará por fatiga.

10.1.- TERMOFLUENCIA (CREEP)

Un metal o aleación a temperatura ambiente, no sufre deformación plástica si un esfuerzo aplicado es menor que “ σy”. Sin embargo, si la temperatura de estos materiales se aumenta, es posible que comiencen a deformarse plásticamente aún cuando los esfuerzos aplicados sea pequeños y finalmente fallará. Entonces, se dice que el material falló por termofluencia, la deformación plástica que sufre el material depende de la temperatura y del tiempo que la fuerza esté aplicada.

Existen varias definiciones de termofluencia [1–3], se denomina “Termofluencia a la relación entre la deformacióm plástica permanente y el tiempo que sufren los materiales durante su servicio a temperaturas elevadas”.

Las temperaturas de termofluencia son aquellas mayores de 0.5TM , donde TM es la temperatura de fusión [1]. De tal manera que el plomo, estaño y aluminio superpuro pueden deformarse por termofluencia a temperatura ambiente o a una un poco mayor. Mientras que temperaturas cercanas a los 1000ºC son necesarias para causar termofluencia en metales refractarios BCC, tales como tungsteno, molíbdeno y en superaleaciones en base a niquel usadas en turbinas a gas.

Los ensayos de termofluencia requieren la medición de cuatro variables: tensión, deformación, temperatura y tiempo. La tensión la aplica una máquina de ensayo que aplica tanto carga constante como tensión constante. Usualmente el ensayo se realiza bajo carga constante, lo que sólo requiere la aplicación de un peso en forma directa o indirecta, a fin de multiplicar la magnitud aplicada. A las precauciones generales de los ensayos de tracción, deberán agregarse algunas generales, tales como la eliminación de la excentricidad, etc.

Las deformaciones deben medirse con mucha exactitud en los ensayos. Pueden determinarse por medio de dos microscopios móviles que enfocan dos marcas calibradas previamente. A veces se ensayan las probetas no en aire, sino en sal, metal líquido y otros tipos de baños, al vacío, etc. La prueba comprende las siguientes fases:

a) Calentamiento gradual de la probeta, hasta alcanzar en unas tres horas la temperatura fijada.b) Permanencia de la probeta a dicha temperatura durante el tiempo prefijado.c) Aplicación de la carga constante de tracción.d) Medición de la fluencia.

Cuando se aumenta la temperatura de un material, tanto el límite de fluencia como el de rotura descienden. El material se hace mucho más dúctil, menos resistente; esto es general para todos los metales. En el caso de los aceros, la termofluencia aparece a 600º. Este fenómeno tiende inevitablemente a la rotura debido a la reducción de sección transversal que siempre acompaña a la elongación. La fractura puede tener lugar de diversos modos:

a) A altas tensiones y temperaturas moderadas (involucrando tiempos relativamente cortos), se desenvuelve como la rotura por tracción simple. Si el material es dúctil, romperá después de una gran deformación plástica.

b) A mayores temperaturas o tiempos más largos, los metales dúctiles comienzan a perder su capacidad para endurecerse por deformación: tiene lugar el comportamiento denominado “acción térmica”. Si la deformación es grande, la rotura sigue siendo dúctil.

c) A altas temperaturas o largos períodos de carga, los metales pueden fracturarse con muy poca deformación plástica. El movimiento relativo entre los granos ocasiona rupturas que se abren entre ellos, cuando una fisura llega a ser lo suficientemente grande, o varias fisuras se unen para formar una más grande, crece lentamente a través de la pieza hasta que fractura tiene lugar. A tensiones bajas que actúan durante mucho tiempo la deformación es a veces casi insignificante, y la fractura tiende a ser de carácter frágil.

La mayoría de las fallas por Creep las encontramos en componentes de plantas térmicas, operando bajo tensiones y alta temperatura. Sin embargo, este tipo de daño también se produce en las siguientes áreas [2]: a) turbinas de aviones donde las paletas de las turbinas operan a temperaturas de 1300-1400K, b) reactores nucleares donde trabajan a 650-750K y las camisas de ellos a 850-950K y c) en las industrias química y petroquímica.

10.1.1.- Aspectos Macroscópicos del daño por termofluencia.

Dependiendo de la aleación la fractura por termofluencia macroscópicamente puede ser dúctil o frágil. La fractura frágil es intergranular y ocurre con muy poca elongación o cuello. Fractura dúctil es transgranular y típicamente es acompañada con elongación y cuello [4].Las fracturas por termofluencia o ruptura por esfuerzo generalmente son fáciles de identificar. Ellas se pueden reconocer por la ductilidad local y la gran cantidad de grietas intergranulares que generalmente están presentes (fig 10.1) [5].

Fig.10.1.- Deformación típica de termofluencia en un álabe de turbina de avión. Se pueden apreciar las grietas pequeñas intergranulares que rodean a la grieta principal [5]. (Figura tomada de ASM Handbook, Failure Analysis and Prevention, vol.11 (1992).

 

Las rupturas por esfuerzo a menudo se pueden identificar mediante examen óptico porque generalmente hay una gran cantidad de microhuecos adyacentes a la fractura principal,. Un ejemplo de esto se muestra en las figuras 10.2 y 10.3.

 

Fig.10.2.- Grieta en el alabe de una turbina, que se fracturó por termofluencia [6].

 

Fig.10.3.-La microfotografía óptica de una zona del alabe de la turbina de la fig.10.2, muestra unos huecos formados por la fusión del metal bajo la capa de recubrimiento protector. Durante el funcionamiento de la turbina, las fuerzas centrífugas hacen que el metal fundido fluya hacia los bordes de la hoja, donde arranca el recubrimiento en el lugar mostrado por la flecha roja. Esto deja expuesta la hoja al daño por termofluencia [6]. ( Figuras 10.2 y 10.3 tomadas de BEAR G Berkel Engineering and Research, Inc., CA)

Uno de los equipos de una planta que están sujetos a una variedad de fallas muy severas que envuelven uno o más mecanismos son los tubos que conducen vapor. El mecanismo de falla más importante por la severidad del daño que puede ocasionar es la distorsión que envuelve la expansión térmica o termofluencia.

Los tubos de una caldera transportan agua en forma de vapor saturado, el cual posteriormente pasa a los tubos del sobrecalentador por donde sale en forma de vapor sobrecalentado como suministro de vapor vivo a los generadores principales de una planta.. Ellos son principalmente de acero de bajo carbono resistentes al calor y su temperatura de servicio es de 250 a 500ºC.

Estos tubos están sujetos a una presión interna y por lo tanto existe un estado de esfuerzos estáticos que deben resistir teóricamente, por tiempo ilimitado. Las temperaturas elevadas de funcionamiento gradualmente produce en la microestructura cambios que reducen la resistencia mecánica del acero.

Por lo general, muchos tubos se rompen o se curvan debido al sobrecalentamiento de larga duración, en estas condiciones la temperatura del metal pude sobrepasar los límites de diseño durante días, semanas, meses o más tiempo. Este tipo de sobrecalentamiento acompañado por la acción de esfuerzos es la causa más común de fallas que cualquier otro mecanismo. Debido a que el acero pierde mucha resistencia mecánica a temperaturas elevadas, las probabilidades de una rotura causada por la presión de trabajo interna aumentan a medida que se eleva la temperatura.

10.1.1.1.- Ejemplos.

Como se dijo anteriormente, una manera de identificar las rupturas por esfuerzos en fallas por termofluencia es mediante estudios de la velocidad de deformación a la temperatura de trabajo y compararla con la velocidad de deformación a tempertura ambiente. Un ejemplo de la aplicación de esta técnica se muestra en las fig. 10.4

Fig.10.4.- Fractura longitudinal causada por termofluencia en un tubo de alta presión en una planta termoeléctrica [7]. (Figura tomada de BEAR Berkeley Engineering and Research , Inc., USA).

Una tubería de 30 pulgadas de diámetro de vapor, que operaba a 900 psi y 538 o C se rompió violentamente produciendo una rajadura longitudinal indicada por la flecha roja. a lo largo del cordón de soldadura, El estudio realizado mostró que el cordón de soldadura tenía mejores propiedades mecánicas a temperatura ambiente que el acero de la tubería. Además se encontró que la velocidad de deformación del metal soldado era 10 veces mayor que la del metal base. Esta diferencia de velocidades de deformación causó la ruptura por esfuerzos debido a termofluencia después de 10 años de servicio.

Otros ejemplos de ruptura por termofluencia en tuberías que conducen vapor se muestra en las figuras 10.5 y 10.6. Este tipo de daño por sobrecalentamiento a largo plazo que generalmente produce una rotura con bordes de cantos gruesos en la cumbre de la zona hinchada que se forma antes de producirse la rotura.

Fig.10.5.- Fractura longitudinal causada por

termofluencia en un tubo de vapor de alta presión en una caldera [8].El tubo horizontal se rompió violentamente produciendo una rajadura longitudinal de paredes gruesas, ubicada inmediatamente aguas abajo de la soldadura. La rotura violenta dobló el tubo en 90º formando una “L”, ella terminó en dos grietas a ambos lados de la rotura. La superficie exterior del tubo estaba cubierta con Magnetita, excepto en las zonas cercanas a la rotura,

donde el óxido fue arrancado. La falla se produjo por termofluencia a temperaturas prolongadas mayores de 1050 ºC.

 

Fig.10.6.- Fractura longitudinal causada por termofluencia en un tubo de vapor de baja presión [8]. La fotografía muestra una capa gruesa y frágil de magnetita cerca de la falla lo que indica un sobre calentamiento de larga duración. (Figuras 10.5 y 10.6 tomadas de R. Port y H. Herro; The Nalco Guide to Boiler Failure Analysis, McGraw – Hill Inc., New York (1991)p.34, 35).

 

Las figuras 10.7 y 10.8 muestran u ejemplo de componentes que soportan cargas constantes durante lapsos prologados, como es el caso de pernos de anclaje en elementos que soportan calor.

Cavitación Corrosión24/12/2011 | Author Raúl Coltters

Cavitación se puede definir como la formación instantánea y el colapso de burbujas de vapor en un líquido debido a que en algunas veocidades, la presión desciende por debajo de la tensión de vapor que corresponde a esa temperatura. El líquido se transforma en vapor sujeto a cambios de presión rápidos intensos y localizados. El daño por cavitación es el deterioro de una material como resultado de su exposición a un fluido que sufre cavitación.

La implosión de una burbuja de vapor crea un ” torpedo” microscópico de líquido que sale expulsado de la burbuja en colapso a velocidades mayores que 1000 m/s desarrollando presiones del orden de 10000 bars como se ilustra esquemáticamente en la fig.9.18.

Normalmente, la energía de este “torpedo” se absorbe con rapidez en el fluído circundante. Sin embargo, si el colapso de la burbuja ocurre adyacente a una superficie metálica, el “torpedo” puede impactar a la superficie, lo cual puede remover productos protectores de la corrosión o deformar localmente el metal o presentar ambas situaciones. Los impactos continuos causan la ruptura dúctil o frágil de pedazos microscópicos del metal.

La carga mecánica en la superficie es causada por el colapso violento de las cavidades en o cerca de la superficie, estos colapsos violentos producen unos microjets de líquido que son dirigidos hacia la superficie. Esta repetida carga produce erosión. Como la cavitación siempre

tiene lugar en un medio líquido, existe siempre la posibilidad de una interacción de los procesos mecánicos y de corrosión lo cual produce diversos y complejos efectos en los materiales. La interacción, puede al ser sinérgica puede provocar daño al material.

Fig.9.18.- Ilustración del modelo de implosión de la burbuja en el fenómeno de cavitación.

9.2.1.- Aspectos Macroscopicos de la fractura por cavitación-corrosión.

El daño al metal por cavitación pueden ser muy rápido, esto se comprobó estudiando la deformación progresiva que sufría una lámina de aluminio expuesta a un líquido en cavitación lo que se muestra en las figuras 9.19 (A) a la 9.19 (D). En estas figuras se puede ver que a los 5 segundos se empieza a evidenciar impactos que crean hondanadas sobre la superficie de la lámina y a los 20 segundos la lámina esta severamente deformada. Estos impactos causan la ruptura de la capa protectora y pueden inducir a una fatiga del metal intensamente localizada, lo cual a su vez, causa una desintegración final intensamente localizada del metal o la aleación.

 

La cavitación es un efecto hidrodinámico que se produce cuando un fluido en estado líquido pasa a gran velocidad por una arista afilada, produciendo una descompresión del fluido debido a la conservación de la energía. Esta descomprensión causa un vacío parcial y la formación y crecimiento de burbujas de vapor dentro del líquido. Si la presión del líquido aumenta las burbujas se condensan y aplastan (implosionan). Estos pasos ocurren en el transcurso de milisegundos. Un ejemplo de esto se muestra esquemáticamente en la fig.9.20 donde se indican algunas zonas de cavitación que ocurren en un impulsor de una bomba rotatoria [24].

Fig.9.20.- Zonas de formación y colapso de burbujas dentro de un impulsor de una bomba rotatoria [24]. ( Figuras reproducidas con autorización de GlobalSpec, Inc., New York).

 

 

 

Fig.9.22.- (a) Impulsor de zirconio en contacto con HCl, dañado por cavitación – corrosión. La erosión destruyó la capa protectora de ZrO2 y causó la corrosión. Se pueden ver grietas en las aspas, señaladas por las flechas. (b) Vista ampliada de dos grietas en la punta de la hoja del impulsor [27]. ( Figuras (a) y (b) reproducidas con permiso de GlobalSpec, Inc., New York ).

 

Un ejemplo de cavitación-corrosión se muestra en la fig.9.23. Un impulsor de una aleación de niquel se dañó al estar expuesto a saluciones de HCl.

 

Fig.9.23.- Daño por cavitación-corrosión de un impulsor de aleacion de Niquel en contacto con soluciones de HCl [28]. ( Fotografía reproducida con autorizacion del Laboratoire de Physicochimie Industrielle INSA Lyon France).

 

Otro ejemplo de daño de corrosión inducida por cavitación erosión en bombas se muestra en la fig.9.24. Un impulsor falló después de un corto tiempo de servicio en soluciones de HCl. La superficie expuestas al medio estaban brillantes (fig.9.24a), cubiertas por grupos de huecos y picaduras (fig.9.24b) las cuales tienen la misma morfología de las producidas por erosión (figuras 9.24c y 9.24d). La corrosión uniforme fué evidente y se encontraron grietas paralelas en la punta de las hojas del impulsor. En contraste, las superficies no dañadas estaban cubiertas por una capa oscura de óxido.

 

9.2.2.- Aspectos Microscópicos de la fractura por cavitación-corrosión.

Metales con estructura cristalina FCC como aluminio y sus aleaciones diluidas (≤ 1% de elementos aleantes) son menos sensitivos a velocidades de deformación que los metales cuerpo centrado BCC y hexagonales HCP. De tal manera, que siendo altamente dúctiles su comportamiento mecánico frente a la cavitación es similar y fallan por el crecimiento de huecos debido a la coalescencia de los pequeños o por fractura dúctil [30, 31].La cavitación produce una gran cantidad de flujo plástico sobre la superficie expuesta de las aleaciones dúctiles [31] tales como las aleaciones de aluminio, un ejemplo de esto se muestra enla fig.9.25. Esta figura muestra microfotografias de los cambios en la topografía que experimentan la superficie de probetas de una aleación de aluminio Al-1%Cu sometidas a ensayos de cavitación ultrasónica [32].

En la fig.9.25 se puede ver que inicialmente la superficie que era plana y suave 9.25(a) se torna ondulada y los bordes de grano rectos se curvan levemente debido a la deformación de los granos adyacentes 9.25(b). También las bandas de deslizamiento se tornan más gruesas. Adicionalmente aparecen micro-picaduras las cuales son atribuidas al impacto del chorro de burbujas individuales que colapsan cercanas a la superficie.

Estas micro-picaduras crecen en número pero no en tamaño durante el tiempo de ensayo, en cambio las ondulaciones se hacen más profundas y se transforman en cráteres los que no son afectados por los bordes de grano, bandas de deslizamiento u otros defectos superficiales [32].

Los ensayos mostraron que el mecanismo de erosión fue desgarramiento dúctil de los bordes de los cráteres como se ilustra en la fig.9.25 (e).

 

Fig.9.25.- Progreso del daño por cavitación ultrasónica en la superficie de una aleación Al-1%Cu en los siguientes tiempos: (a) 15s, (b) 45s, (c) 100s y (d) 150s. (e) Aumento mayor del área del rectángulo amarillo en (d) [32]. ( Fotos reproducidas con permiso de Springer Science and Business Media, The Netherlands).

 

Aleaciones con mayor contenido de Cu tienen un comportamiento muy diferente, han mostrado que exhiben una resistencia superior a la cavitación que las aleaciones más diluídas debido a la gran tendencia a endurecerse por envejecimiento.

Con el aumento de la dureza y contenido de soluto, el modo de falla cambia de dúctil (semejante al de los metales FCC) a la remoción aleatoria de material desde lugares aislados, dejando picaduras de fondo plano que crecen paralelas en la superficie y exhiben estriaciones con un aspecto semejante a las superficies de fractura por fatiga como se muestra en las figuras 9.26.

Estas picaduras crecen a dimensiones macroscópicas. Mientras la superficie se torna rugosa debido a la cavitación, las características de la superficie de la base de las picaduras permanece inalterada. Estas características principalmente son marcas de río emanadas desde el lugar de nucleación de la picadura, con estriaciones microscópicas perpendiculares a ellas, semejante a las superficies de fractura por fatiga como se muestra en la fotomicrografía de mayor aumento de la fig.9.27.

 

Fig.9.26.-Crecimiento de picaduras en una aleación Al-4%Cu templada y sometida a cavitación en los siguientes tiempos: (a) 7,5 min, (b) 10 min, (c) 12,5 min y (d) 17,5 min [32]. ( Reproducido con autorización de Springer Science and Business Media, The Netherlands ).

 

Fig.9.27.- Fotomicrografía de mayor aumento de la picadura de la fig.9.26(d), de una aleación Al-4%Cu sometida a cavitación ultrasónica. En la foto se puede apreciar las marcas de río, las estriaciones y el fondo plano de la picadura [32]. ( Reproducido con autorización de Springer Science and Business Media, The Netherlands).

 

Aspectos microscópicos del daño por hidrógeno23/12/2011 | Author Raúl ColttersLa mayoría de las fracturas por fragilización pueden ocurrir por mecanismos de cuasi-clivaje (transgranular) o por un mecanismo intergranular, dependiendo de estado de esfuerzos en la punta de la grieta, el tipo de aleación y la microestructura [38].

La fractura transgranular debido a la fragilización por hidrógeno llamada cuasi-clivaje, presenta un aspecto de ramilletes de hojas de helecho, también se pueden encontrar microporos , líneas de cabello y formaciones circulares brillantes llamadas “ojos de pescado”. La fig.8.11 muestra este tipo de fractura.

Fig.8.11.- Fractura de cuasi-clivaje debido a fragilización por hidrógeno en un acero al carbono [39].a) Hojas de helecho señalados por flechas azules.b) Líneas de cabello señaladas por flechas rojas.c) Microporos y ojos de pescado señalados por flechas verdes.

 

Una fractura intergranular (IG) es una fractura de baja energía y generalmente es indicio de un problema de fragilización del material (corrosión bajo tensión, fatiga por corrosión, fragilización por hidrógeno o por metal líquido, etc.) o un problema de procesos de fabricación ( agrietamiento de temple, embutición, etc) [40] . Un ejemplo de esto, es el caso de probetas de acero (0,2C 2,5Ni 1,5 Cr 0,5 Mo) a las cuales en una atmósfera de hidrógeno, se aplicaron esfuerzos de tensión necesarios para inducir pequeñas grietas, las figuras 8.12a, 8.12b y 8.12c ilustran los resultados el ensayo [41].

Al inicio de la grieta (esfuerzos muy elevados) la fractura fue por cuasi-clivaje (fig.8.12a), a medida que la grieta crece y la presión de hidrógeno disminuye la fractura va cambiando a intergranular (fig.8.12b) hasta que finalmente se tiene la clásica fractura intergranular (fig.8.12c).

Curiosamente, la fractura intergranular también puede ocurrir, por lo menos, por dos mecanismos distintos. El primero concierne al efecto del medio ambiente durante el crecimiento de grieta por fatiga, cuando el tamaño de la zona plástica de la punta de la grieta es del mismo orden de magnitud del tamaño grano. Cuando las grietas en aceros están creciendo en un ambiente de aire húmedo se forman facetas aisladas intergranulares que se observan en la superficie de fractura por fatiga (que corresponden a la “rodilla” de la transición región I a la II en la curva da/dN vs ΔK). La fig.8.13 muestra esta fractura intergranular faceteada.

El segundo mecanismo se produce a bajas velocidades de crecimiento en aceros de bajo carbono libres de intersticios (fig.8.14). En ambos casos, la plasticidad local es de alcance limitado y menor que el tamaño de grano. En estos casos y en aquellos de rotura frágil donde hay precipitación en los bordes de grano, se produce coalescencia de micro-huecos en las caras faceteadas intergranulares (fig.8.15).

Fig.8.13.-Fractura intergranular con facetas aisladas en un acero al carbono fragilizado por el hidrógeno [41].

 

Fig.8.14.-Fractura intergranular con facetas cerca del orígen en un acero al carbono fragilizado por el hidrógeno [41].

 

Fig.8.15.-Fractura intergranular con coalescencia de micro-huecos en las caras de los granos en un acero al carbono fragilizado por el hidrógeno [41].(Figuras 8.13 a la 8.15 reimpresas con autorización del Prof. NM. Neil James, Department of Mechanical & Marine Engineering, University of Plymonth, UK).

 

La fisura producida por el hidrógeno consta de varias etapas. En primer lugar el hidrógeno procedente de una reacción de corrosión entre el medio ácido y la superficie del acero, se disocia y se difunde a través de la microestructura del acero e interfiere con las trampas microestructurales presentes, donde va siendo atrapado en: a) inclusiones no metálicas, tales como óxidos, carburos, carbonitruros y b) en las dislocaciones y bordes de grano, etc.

Finalmente debido a la recombinación de los átomos de hidrógeno en hidrógeno molecular, cuando la presión interna local en las trampas sobrepasa un determinado valor límite, se nucléa una grieta, que crece con la llegada de más hidrógeno atómico.

El agrietamiento inducido por hidrógeno sólo puede producirse a temperaturas menores de 80ºC a 100 ºC, por esta razón en soldadura a este fenómeno se le llama agrietamiento en frío, un ejemplo se muestra en la fig.8.16 donde se puede ver las superficies de fractura de dos cordones de soldaduras con el mismo electrodo pero una previamente calentada.

Fig.8.16.- Fracturas de cordones de soldadura con electrodo de alambre E71T8-K6; (a) Probeta soldada con precalentamiento de 100ºC, (b) Probeta soldada a temperatura ambiente, la cual sufre agrietamiento en frío [42]. (Fotos reproducidas con autorización del Prof. H. Carvajal Fals; Facultad de Ingeniería Mecánica, Universidad de Oriente, Santiago de Cuba, Cuba).

 

En la fig.8.16 (ar) se puede ver que las probetas soldadas con precalentamiento de 100oC, presentaron una morfología homogénea de fractura del cordón de soldadura, con ausencia de grietas inducidas por el hidrógeno, independientemente del tipo de electrodo usado y del ambiente corrosivo rico en H2S al que también fueron sometidos estos cordones. en otras palabras, la temperatura de precalentamiento de 100 ºC fue suficiente para evitar la formación de grietas inducidas por el hidrógeno por el hidrógeno, a pesar del ambiente saturado de H2S.

En la fig. 8.16(b) se observa la fractura del cordón de una probeta soldada a temperatura ambiente, donde se puede ver dos regiones diferentes, una región oxidada y coloreada que corresponden a las áreas de grietas inducidas por el hidrógeno y la región de la fractura final.

Muchos estudios previos han demostrado que las trampas mas peligrosas donde se inicia el proceso de agrietamiento debido al hidrógeno, son las intercaras inclusión-matriz (fig.8.17),

especialmente peligrosas aquellas en que la inclusión debido a su forma geométrica alargada constituye un concentrador de esfuerzos, como es el caso del MnS donde se forman zonas frágiles segregadas [43-47].

Uno de los efectos de la fragilización por hidrógeno a bajas velocidades de deformación es también la formación de los llamados “ojos de pescado” [459 - 460], cuya superficie de fractura está orientada perpendicularmente a la dirección del esfuerzo aplicado. Los sitios de iniciación para la formación de ojos de pescado son cavidades, poros pero principalmente inclusiones no-metálicas, desde donde las grietas se propagan en fracturas de clivaje.

Un ojo de pescado es una discontinuidad que se encuentra en la superficie de fractura de un acero y que consiste de un pequeño poro o inclusión rodeada por una zona ópticamente oscura al microscopio rodeada por un área brillante y redonda como se muestra esquemáticamente en la fig.8.18.

El mecanismo de nucleación y crecimiento de este tipo de defectos se explica por el efecto fragilizante que tiene el hidrógeno en el acero, por su alta velocidad de difusión y por la existencia de zonas con esfuerzos triaxiales máximos en el frente de una entalla o concentrador de esfuerzos. La ubicación de estas grietas, es decir si se presentan en el metal fundido o en la zona afectada por el calor, depende de sus estructuras cristalinas, si es un acero austenítico (estructura cúbica de cara centrada) o un acero ferrítico (cúbico de cuerpo centrado). Si una soldadura se efectúa en condiciones de humedad usualmente se forman ojos de pescado, cuyo aspecto brillante contrasta con la fractura final dúctil o frágil que lo rodea, las figuras 8.19 y 8.20 son un ejemplo de lo dicho.

 

Cabe hacer notar que el defecto tipo ojo de pescado no es exclusivo de la fragilización por hidrógeno. Se ha encontrado que en condiciones de fatiga de ciclos muy elevados del orden de 106 a 108 en aceros poco aleados y alto contenido de carbono, la principal característica de las fracturas fue que las grietas comenzaron en el interior de la probetas en un defecto tipo “ ojo de pescado ” [48].

La fig.4.21 muestra un resultado típico de un ensayo de flexión rotativa de probetas de acero de alto carbono aleado (1%C, 5% Cr , balance Fe) con una frecuencia de 52,5 Hz en aire y a temperatura ambiente. Todas las probetas rotas mostraron que el origen de las grietas fue una inclusión cerca de la superficie con un patrón característico de “ojo de pescado”.

Referencias23/12/2011 | Author Raúl Coltters

1Corrosion  Images;KSC Beachside Corrosion Laboratory; NASA corrosion.ksc.nasa.gov.

2www.mailmax.com / curso-replicas –metalográficas-1 / introducción-I.

3R. Cornell y H. Bhadeshia; Lectures on Line, Department of Materials Science & Metallurgy, University of Cambridge, London.

4O. Kubaschewski y C.B. Alcock; Metallurgical Thermochemistry, 5yh Ed. Pergamon Press, New York (1979).

5R.A. Oriani; Hydrogen-The Versatile Embrittler, National Association ofCorrosion Engineers, vol. 43, No 7, (1987)pp. 390-397.

6R.S. Treseder, Guarding against hydrogen embrittlement,ChemicalEngineering,(1981) pp 105-107.

7G.E. Kerns, M.T. Wang and R.W. Staehle, in: “Stress Corrosion Cracking and Hydrogen Embrittlement of Iron Base Alloys,” Eds., R.W. Staehle, et al., NACE, Houston, TX, (1977) pp. 700-735.

8D.P. Dautovich and S. Floreen, in: “Stress Corrosion Cracking and Hydrogen Embrittlement of Iron Base Alloys,” Eds., R.W. Staehle, et al., NACE, Houston, TX, (1977) pp. 798-815.

9R.P. Gangloff and R.P. Wei, in “Small Fatigue Cracks,” Eds., R.O. Ritchie and J. Lankford, The Minerals, Metals & Materials Society,

Warrendale, PA,(1986) pp. 239-264.

10N.R. Moody, L. Robinson and W.M. Garrison, Jr.; Res. Mech., 30,(1990)pp.143-206.

11N.R. Moody and A.W. Thompson, Eds., “Hydrogen Effects on Material Behavior,” The Minerals, Metals & Materials Society, Warrendale, PA, (1990).

12N.R. Moody, M.W. Perra and S.L. Robinson, in: “Hydrogen Effects on Material Behavior,” Eds.,N.R. Moody and A.W. Thompson, The Minerals, Metals & Materials Society, Warrendale, PA, (1990)pp. 625-635.

13C.J. McMahon, Jr.; Engr. Frac. Mech., 68, (2001)pp. 773-788.

14H.G. Nelson, in: “Treatise on Materials Science and Technology: Embrittlement of Engineering Alloys,”  Vol. 25, Academic Press, New York, NY, (1983) pp.275-359.

15G.M. Scamans; Metallurgical Transactions A., 11A, (1980)pp 846-850.

16A. Block-Bolten y T.W. Eagar; Metallurgical  Transaction B,  15B (1984)pp.461-469.

17H.J. Quesada, M. Zalazar y E.P. Asta; Jornadas SAM 2000-IV Coloquio Latinoamericano de Fractura y Fatiga de 2000, pp.599-606.

18L. Christodoulou and H.M. Flower,  Acta Metallurgica, 28 (1980)pp 481-487.

19C.D.S. TUC;  Metallurgical  Transaction A, 16A (1985)pp 1503-1514.

20R.J. Gest and A.R. Troyano; Corrosion, 30 (197)pp 274-279.

21J. Albrecht, B.J. McTiernan, I.M. Bernstein and A.W. Thompson; Scripta Metallurgica, 11,(1977)pp 893-897.

22W. Gruhl,; Z. Metallkunde, 75,(1984)pp 819-826.

23C.G. Interrante and L. Raymond, in: “Corrosion Tests and Standards: Application and Interpretation,” R. Baboian, Ed., ASTM, West Conshohocken, PA, (1995) pp. 272-286.

24L.M. Young, M.R. Eggleston, H.D. Solomon and L.R. Kaisand;Materials. Science and Engineering A203, (1995)pp. 377-387.

25R.J.H. Wanhill; Brit. Corrosion  Journal, 10, (1975)pp. 69-78.

26D.F. Teter, I.M. Robertson and H.K. Birnbaum; Acta Materiala., 49, (2001)pp.4313-4323.

27R. P. Gangloff; Hydrogen Assisted Cracking of  High  Strengh  Alloys enComprehensive Structural Integrity, Vol. 6, I. Milne, R.O. Ritchie and B.Karihaloo, Editors-in-Chief, Elsevier Science, New York, NY, (2003).

28Nelson H.G., The kinetic and Mechanical Aspects of Hydrogen-Induced Failure in Metals, NASA TN D-6691,(1972).

29B.A.Bilby ; Hewitt J., Acta Metallurgica, vol. 10, (1962)pp. 587-600.

30T. Perez ; Degradación de las propiedades mecánicas de los metales porpresencia de hidrógeno, IAS Soldadura, Año 5, No 14,(1988).

31A.R . Troiano; Corrosion, vol. 15, (1959)pp. 207-212.

32C.D. Beachem;Metallurgical Transactions, vol. 3, (1972)pp. 437-451.

33D. Hardie y P. Mcintyre ; Metallurgical Transactions, vol.4, (1973)p. 1247.

34Fera Helpline; 0700 2 FASTEN (0770 2 327836, www.fera.org.uk.

35ARP Fasteners@musiccityrodshop.com.

36Corrosion Photographs, The Hendrix Group, http.www.hghouston.com.

37Corrosion Photographs, The Hendrix Group Materials & Corrosion  Engineers, http.www.hghouston.com.

38V.S. Sastri, E. Ghali y M. Elboujdaini; Corrosion Prevention and Protection;John Wiley & Sons, Ltd. New York (2007).

39E. Lothar y K. Herman; Amn Atlas of Metal Damage, Prentice- Hall, Englewood Cliffs, New Jersey (1981).

40E. Espejo y J.C Martinez;   espejo@unal.edu.co.

41N.M. Neil James,  Fractography Resourses; Department of Mechanical & Marine Engineering University of Plymonth, UK.

42J. Hilton, H. Carvajal Falsy R. E. Trevisan; Caracterización del agrietamiento inducido por hidrógeno de uniones soldadas de acero API 5L–X80 en ambiente de H2S, http://eventos.fim.uclv.edu.cu/comec. Figura 5.

43E. Saldaña, R. Lazcano, F. Belzunce y C. Rodríguez; Anales de  Mecánica de la Fractura; vol.18(2001)pp.51-56.

44H. Tamehiro  y H.  Chino; Internal Report, Nippon Steel Corporation, (1991) pp.1-53.

45R. Blondeau; Ironmaking and Steelmaking, Vol. 18(1991)pp.201-210.

46H. Liou,  C. Wang y  L. Hsieh;  China Steel Technical Report, No.10, (1996) pp. 22-31.

47M. Moser y V. Schmidt; Fractography and Mechanism of Hydrogen Craking – The Fisheye Concept,Acad. of Sci. of GDR, Inst. of Solid State Physics and Electron Microscopy, 4020 Halle, German Democratic Republic.

48Ch. Zhou, G. Qian y Y. Hong; Key Engineering Materials, vol.324-325 (2006) pp.1113-1116.

49J.R. Still; Welding Research Supplement 1, vol.81. No 1, Welding Journal, Jan.(2002).

50M. Moser y V. Schmidt; Fractography and Mechanism of Hydrogen Craking – The Fisheye Concept,Acad. of Sci. of GDR, Inst. of Solid State Physics and Electron Microscopy, 4020 Halle, German Democratic Republic.

51J. Sojka, P. Váňová,  P. Jonšta, L. Rytířová,  S. Krol y M.  Jerome; ActaMetallurgica Slovaca, 12,3( 2006)pp. 250 – 256.

52J. Hilton, H. Carvajal Falsy R. E. Trevisan; Caracterización del agrietamiento inducido por hidrógeno de uniones soldadas de acero API 5L–X80 en ambiente de H2S, http://eventos.fim.uclv.edu.cu/comec. Figura 7.

53ISO 898-1:1999, “Mechanical properties of fasteners made of carbon steel and alloy steel – Part 1: Bolts, screws and studs.

54M. T. Ferraz  y M. Oliveira; Ciência e Tecnologia dos Materiais, vol. 20, n.º1/2  (2008) pp.128 -133.

55T.J. Carter, y L.A. Cornish, “Hydrogen in metals”, Engineering Failure Analysis, 8 (2001)pp. 113-121.

56G.A. Young, C.K. Battige, N. Lewis y  M A Penik; Report LM-01 K I 32March 18,2001, 6th International Trends in Welding Research Conference Proceedings, 15-1 9 April 2002, Pine Mountain, GA, ASM International, pp. 666-671.

57Forms of Corrosion; Corrosion Technology Laboratory,  KSC , NASA, USA.

58Case of Studies; Metallurgical Technologies Inc. PA.

59Photos; Argo – Tech  Materials Laboratory, Euclid,  Ohio, USA.

60H. Bhadeshia, Department of Materials Science & Metallurgy, University ofCambridge, London.

61R. Murakani , D. Yonekura y Z. Ni; JSME International Journal, Series A, vol.45, No. 4(2002)pp.517-522.

62P. Kubecka, P. Vanova, P. Jonsta y F. Filus; Acta Metallurgica Slovaca,13,4(2007)pp.495-502.

63H. Kamoutsi, G.N. Haidemenopoulos, V. Bontozoglou y S. Pantelakis; Corrosion Science 48 (2006)pp. 1209–1224.

64 M. Opiela ; Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering, JAMME 3 (2010)pp.41-48.

Daño por hidrógeno23/12/2011 | Author Raúl Coltters

El daño por hidrógeno es un término general que se refiere al daño mecánico de una aleación por la presencia o interacción con el hidrógeno. Este daño puede clasificarse en cuatro categorías:

a) Formación de ampollas

b) Ataque por el H2 a temperaturas elevadas

c) Decarburización

d) Fragilización por Hidrógeno

8.1.- FORMACIÓN DE AMPOLLAS.

Formación de ampollas por hidrógeno puede ocurrir cuando el hidrógeno penetra al acero como resultado de la reacción de reducción sobre un cátodo metálico. El ión H+ se difunde en la aleación y cuando encuentra otro ión similar reacciona produciendo H2 , esta molécula no puede difundirse a través de la aleación y queda atrapada en alguna inclusión o grieta desarrollando una presión tal que es capaz de romper los enlaces y causar la rotura del metal. Una ilustración esquemática de la formación de la ampollas y del aspecto del daño producido se muestran en las figuras 8.1 a 8.3.

8.2.- ATAQUE POR H2 A TEMPERATURAS ELEVADAS.

El ataque por hidrógeno a temperaturas elevadas se refiere a la reacción entre el hidrógeno con algún componente de la aleación. La reacción del hidrógeno con Fe3C para formar metano es probablemente la reacción química más importante que ocurre en el ataque del H2 al acero. La reacción que tiene lugar es:

El metano formado por la reacción (8.1) se ubica en los bordes de grano y en huecos ya que no difunde fuera del metal. Una vez que se ha acumulado en los bordes de grano y huecos, se expande y forma ampollas, debilitando la resistencia mecánica y creando grietas.

Aceros de alta resistencia de bajo carbono (High strength low alloys steels) son particularmente susceptibles a sufrir este tipo de daño que produce fragilidad (especialmente aceros al 0,05%Mo ).

8.2.1.- Decarburización.

La decarburización se refiere a la reacción superficial de hidrógeno con carburos del acero a temperaturas elevadas formando hidruros los cuales deterioran las propiedades mecánicas de la aleación. Cuando el acero está en contacto con productos de la combustión, generalmente petróleo o gas, su superficie se oxida formando una capa y ocurre una decarburización simultánea. La microestructura del acero decarburizado se muestra en las fig. 8.4. Básicamente, se forma una capa de óxido la cual crece produciendo CO según

Esta reacción ocurre siempre que el CO pueda escapar a través de la capa de óxido. En las condiciones industriales la capa que se produce es porosa y la remoción del CO no es problema.El efecto más importante de la decarburización sobre las propiedades mecánicas es disminuir la resistencia a la tracción que es la causa principal de la fracturas.

8.2.2.- Inclusiones.

Cuando existen inclusiones que reaccionan con el hidrógeno, la presión de los componentes gaseosos liberados pueden causar rupturas del material, un ejemplo de esto es una inclusión de Cu2O, que reacciona con el hidrógeno según:

Siendo K la constante termodinámica de equilibro de la reacción

8.3.- FRAGILIZACIÓN POR HIDRÓGENO.

Cuando el hidrógeno entra en el acero y en otras aleaciones, por ejemplo aleaciones de aluminio y titanio causa una pérdida de ductilidad o un agrietamiento (generalmente en forma de micro-grietas), o una fractura frágil catastrófica al aplicar un esfuerzo muy por debajo del esfuerzo de fluencia [5, 6]. La interacción del hidrógeno con aceros de alta resistencia [7-14] y especialmente aleaciones de aluminio [15-21] y titanio [22-26] son causa de fallas prematuras en muchos sistemas, como por ejemplo: a) los trenes de aterrizaje de los aviones, b) los depósitos de combustible de refinerías y plantas químicas, c) las turbinas de gas y vapor, d) las tuberías y válvulas para el transporte de líquidos de pH bajo y combustibles y e) tuberías que transportan gases procedentes de la combustión, etc.

La fragilización por hidrógeno es especialmente catastrófica debido a la naturaleza de la falla originada. Dicha fractura frágil sucede a tensiones muy pequeñas (en comparación a las que serían necesarias en ausencia de hidrógeno) y tienen un período de “incubación” extremadamente variable que la hace prácticamente imposible de predecir.

El hidrógeno siendo el átomo más pequeño de todos los elementos, puede ser introducido con facilidad en la microestructura de un material durante un proceso de manufactura, por ejemplo durante la colada, soldadura, limpieza de una superficie con agentes químicos, maquinado con electroerosión, tratamiento térmico, galvanizado, etc., como también puede ser introducido por el medio ambiente mediante un electrolito o por vapor de agua como es el caso de soldadura. De tal manera que el hidrógeno atómico que llega a la punta de una grieta puede provenir de una de las tres fuentes posibles de suministro: a) gaseosa, b) vapor de agua y c) de un electrolito. La fig.8.5 muestra esquemáticamente las etapas de cada proceso según su fuente de origen.

Una carga (esfuerzos) produce una redistribución del hidrógeno disuelto cercano a la punta de una grieta lo que promueve su crecimiento. Para explicar el daño por hidrógeno según la fuente de origen, se han propuesto varias teorías y parece existir un gran consenso de que la fuente principal de hidrógeno son los ambientes húmedos, esto ha sido corroborado por los experimentos realizados con aleaciones de Aluminio de la serie 7000 [27] .La interacción entre el Hidrógeno y la aleación puede resultar tanto en su ubicación en forma de solución sólida, su precipitación como hidruro o la existencia de Hidrógeno molecular (H2) dentro de la red cristalina [28]. En general el fenómeno de fragilización puede ser clasificado en dos tipos distintos, de acuerdo a su dependencia con la velocidad de deformación. En el primer tipo, es consecuencia de la presencia de productos de una reacción del H con los átomos de la aleación en cuestión e involucra procesos de fractura de los precipitados de segundas fases (hidruros). En el segundo tipo, una reacción aleación-hidrógeno que ocurre al mismo tiempo que la fragilización, controla el grado de ella observado.

En este tipo se requieren reacciones simultáneas con el proceso de fractura mecánica. Este segundo tipo no requiere de la reacción con precipitados de segunda fase. En el primer caso el efecto de fragilización es agravado por el aumento de la velocidad de deformación, mientras que en el segundo disminuye al aumentar la velocidad.

Los procesos que ocurren en el sistema aleación -Hidrógeno son bastante complejos que ha sido imposible obtener una comprensión total de los mecanismos actuantes en los distintos casos. Además, la potenciación de éste fenómeno con otros mecanismos actuantes simultáneamente, como es el caso de la corrosión aumentan la complejidad del problema. Las teorías propuestas para describir la interacción del Hidrógeno con el metal se agrupan en una o más de las siguientes categorías:

(a) Formación de burbujas con generación de presiones elevadas [29].(b) Teorías de adsorción, reducción de la energía superficial por adsorción de H[30].(c) Modelos de decohesión, basados en la reducción de la fuerza cohesivainteratómica por la presencia de H+ [31].(d) Efectos sobre la deformación plástica, relacionando el efecto del H con lamovilidad de las dislocaciones [32].(e) Precipitados de hidruros frágiles que deterioran las propiedades mecánicas [33].

El mecanismo de la teoría más simple supone que durante la deformación plástica el hidrógeno en forma molecular es adsorbido y se disocia, los átomos de hidrógeno debido a su tamaño pequeño y gran movilidad se difunden en la red cristalina del metal y al llegar a una superficie interna como fisuras, huecos o a una grieta se recombina y entonces forma hidrógeno molecular dentro de la aleación. Si el hueco está situado cerca de la superficie sus paredes ceden a la presión del hidrógeno molecular acumulado y forma una burbuja que se rompe (figs. 8.2 y 8.3). Al llegar a una fisura o hueco interno el hidrógeno molecular producido por la recombinación del atómico ejerce una presión tan grande que se inicia la formación de una grieta impidiendo la deformación plástica del material. El resultado es la propagación de la grieta bajo la tensión aplicada.

Fig.8.5.- Secuencia de los procesos elementales que ocurren en la migración de hidrógeno atómico a la punta de la grieta en la zona de fractura, desde las posibles fuentes de origen: a) hidrógeno gaseoso, b) vapor de agua y c) desde un electrolito. La línea desegmentos indica el límite exterior de la zona plástica.

 

Ejemplos22/12/2011 | Author Raúl Coltters

7.4.1.- Aceros dúplex.

Un ejemplo interesante es la fatiga con corrosión de los aceros inoxidables dúplex. Estas aleaciones se usan extensivamente en la industria debido a que ellas combinan una resistencia mecánica muy alta con una buena resistencia a la corrosión y a fatiga con corrosión [55], especialmente en medios acuosos que contienen el ión cloruro [56-58]. Por esta razón sus aleaciones se han empleado en la fabricación de rotores y alabes de turbinas de vapor de baja presión que durante su servicio están expuestas al agua de mar [59, 60].

Las figuras 7.32 a la 7.344 muestran los resultados de ensayos de fatiga con corrosión de un acero dúplex del tipo X6CrNiMoCu 25-6 en aire y agua de mar artificial preparada según las normas ASTM 1141-86 a 70 ºC [61].

En la fig.7.32 se puede ver la superficie de fractura de una probeta ensayada en agua de mar artificial a 70 ºC donde hay un cambio de fractura frágil de la ferrita a una fractura dúctil en la cademia además donde son visibles estriaciones. Esto está relacionado con los diferentes sistemas cristalográficos (BCC y FCC) y la plasticidad (ductilidad) de cada fase.

Las fig.7.33(a) y 7.33(b) muestran la distribución de estriaciones dúctiles en la fase austenita rodeadas por áreas de clivaje en la fase ferrita obtenidas a un nivel de

La fig. 7.34 muestra grietas secundarias las cuales aparentemente crecen perpendicularmente a la superficie de fractura a lo largo de planos cristalográficos específicos. Estas microgrietas se generan en la fase ferrita o en la interfase austenita / ferrita y ellas tienden a propagarse por cizalle en ambas fases. Cabe hacer notar que estas microgrietas no se encontraron en los ensayos de fatiga en aire. Aparentemente, ellas son el resultado del agrietamiento bajo condiciones localizadas de corrosión bajo tensión localizada en la nueva superficie creada bajo tensión, lo que es común en medios de cloruros [61].

 

 

 

7.4.2.- Otros ejemplos se muestran en las figuras 7.35 a la 7.41.

Fig.7.35.-Grietas de fatiga con corrosión en la superficie interna de un rotor de acero al carbono AISI 1040 de un motor de fondo de pozo [62]. El rotor se fracturó mientras giraba durante la perforación de un pozo. El cromado del rotor fue expuesto a un lodo corrosivo acuoso. Ensayos en el laboratorio mostraron que las grietas eran de torsión y su dirección de propagación era de 45º con respecto al eje longitudinal del rotor. (Reproducida con autorización de The Hendrix Group Inc., Houston Texas USA).

 

Fig.7.36.- Iniciación de un grieta en una picadura de corrosión en la hoja de una propela de aleación de aluminio 2014 –T651 [63].(Reimpreso con autorización del Dr. R.J.H. Wanhill, Nacional Aerospace Laboratory NLR).

 

Fig.7.37.- Ejemplo de un desastre ocurrido en 1988 debido a fatiga con corrosión. Un avión de las lineas aéreas Aloha que volaba entre las islas de Hawai. Parte del fuselaje se desprendió durante el vuelo. Afortunadamente sólo una persona perdió la vida al salir despedida del avión en pleno vuelo [64]. (Reproducción con autorización de KSC Beachside Corrosion Laboratory; NASA corrosion.ksc.nasa.gov ).

 

Fig.7.38.- Fractura de un tubo de latón naval de un condensador de enfriamiento. La falla

fue debido a fatiga con corrosión de la superficie interna del tubo [ 65]. (Reproducción con autorización de The Hendrix Group Inc., Houston Texas USA).

 

 

Fig.7.40.- Fractura de fatiga con corrosión de una propela, donde se pueden apreciar a simple vista marcas de playa. Las diferentes coloraciones se deben a productos de la corrosión [67].

 

Fig.7.41.- Foto ampliada de una zona de la superficie de fractura de la fig. 7.40, donde se pueden apreciar mejor las estriaciones indicadas por las flechas verdes y las marcas de playa indicadas por las flechas blancas [67]. ( Figuras 7.40 y 7.41 reimpresas con autorización de Corrosion Technology Laboratory. KSC , NASA, USA).

7.4.3.-Falla del impulsor de un ventilador centrífugo.

(Resumen autorizado de un Informe de la empresa Metallurgical Technologies Inc.).

Las fallas generadas en alabes de turbinas de baja presión, son una de las principales causas de paros forzados en plantas generadoras de electricidad. Se estima que del total de estas salidas forzadas un 25 por ciento es a consecuencia de los propios alabes y, de aquí, una tercera parte involucra problemas de corrosión bajo tensión (CBT) y fatiga con corrosión (FC) [68].En una inspección con partículas magnéticas (Noviembre de 2008) de los alabes de un impulsor en un ventilador centrífugo, se detectaron grietas en la soldadura de la base o cerca de ella a lo largo del borde de ataque de las hojas. Además la inspección indicó que aparentemente la capa protectora parecía estar intacta y se tomó la decisión de dejar el impulsor en servicio hasta la parada programada para abril de 2009. Pruebas adicionales de partículas magnéticas en abril, indicaron un incremento en el número y longitud de la grietas. Por este motivo, se decidió retirar el impulsor del servicio para realizare exámenes mas detallados. La fig.7.42 muestra el impulsor agrietado del ventilador centrífugo.

 

Fig.7.42.- Foto del impulsor agrietado tomada durante la inspección ocular. El área de color blanco en la parte superior de los alabes son residuos del polvo de partículas magnéticas usadas en la inspección [69].

El impulsor fue construido de acero inoxidable martensítico del tipo 17-4PH templado, con una microestructura que mostró una pequeña precipitación de carburos, la figura 7.43 muestra las zonas de dos alabes (a) y (b) agrietados donde se obtuvieron muestras para el estudio.

Fig.7.43.- Fotografías en primer plano de dos alabes agrietados del impulsor, mostrando el área en forma triangular (señalados por las flechas) donde se cortaron las muestras que se usaron para los análisis de: (a) composición química, (b) metalografía, (c) microdureza y (d) microscopia electrónica de barrido [69].

 

La muestra extraída del alabe (a) de la fig.7.43 contenía una grieta trasversal recta (flechas) que se extendía desde el borde de ataque, a lo largo de un lado del alabe hasta un poco más allá de soldadura en la base, como se muestra en la fig.7.44.

 

Fig.7.44. Vista de la grieta a lo largo del borde de ataque del primer alabe (a). Las flechas indican extensivas picaduras a lo largo de camino de la grieta [69].

La muestra (a) fue cortada con una sierra de tal manera que las superficies de la grieta se pudieran abrir para examinar ambas superficies. Las superficies expuestas se examinaron con un microscopio binocular y un microscopio electrónico de barrido (MEB). Las figura 7.45(1)

muestra esquemáticamente esta operación y la fig.7.45(2) las superficies de fractura expuestas.

Fig.7.45.- Operación del corte de la muestra del alabe (a) y morfología de las dos caras resultantes de la grieta después del corte [69].(1) Operación de corte.(2) Superficies de fractura de ambas caras.

Los detalles de la morfología de las caras de la fractura se muestran en la fig.7.46, estas superficies se examinaron con una estereo-lupa y con un microscopio electrónico de barrido. Con este fin las superficies se limpiaron con un detergente alcalino suave llamado Alconox

 

La fig.7.47(b) muestra la superficie de fractura de la muestra del alabe (a) en la zona encerrada por el rectángulo de la fig.7.47(a) donde se pueden ver las marcas de progresión. La imagen en blanco y negro está oscurecida por los productos de corrosión, la fractura dentro de esta área, tiene la apariencia de ser transgranular típica de una progresión por fatiga.

Fig.7.47.- (b) Fotomicrografía del área encerrada por el rectángulo en la fig.(a) de una fractura trangranular donde se aprecian las marcas de fatiga [69].

El análisis metalográfico se realizó en secciones perpendiculares a la grieta principal como se indica en la fig.7.48. La sección fue preparada de acuerdo a la norma ASTM E3 y E407. La grieta abarca todo el borde de ataque, también se observaron picaduras (señaladas por las flechas rojas) a ambos lados de la fractura y en toda su longitud. Las figuras 7.49 a la 7.52 muestra cortes metalográficos de la grieta principal. Estas fotomicrografías ilustran el mecanismo de la fase inicial de la propagación de la grieta. Además se observó que la microestructura dependía del ataque corrosivo a lo largo del camino de la grieta.

 

Fig.7.51.- (a) Corte metalográfico longitudinal de la fractura en el alabe(b) donde se pueden ver una grieta recta sin ramificaciones, lo que es característico de fatiga con corrosión.(b) Vista ampliada del cad encerrada por el rectángulo de la fig.(a).

Esta imagen de la punta de la grieta principal revela algo de ramificación, pero aun se considera que el modo de fractura es fatiga con corrosión [69]. ( Figuras 7.47 a la 7.51 reimpresas con autorización de Metallurgical Technologies Inc. PA., .USA ).

Aspectos macroscópicos de las fracturas de fatiga con corrosión20/12/2011 | Author Raúl ColttersLas grietas de fatiga con corrosión son angostas, relativamente derechas no ramificadas (todo [42], lo contrario de las grietas de corrosión bajo tensión), muchas veces se observan familias de grietas paralelas como se muestra en la fig. 7.16. La fig. 7.17 muestra otro ejemplo de la morfología de este tipo de grietas levemente ramificadas.

Fig.7.16.- Grietas de fatiga por corrosión en un latón marino de un tubo de intercambiador de calor [43]. (Foto reproducida con autorización de Hendrix Group).

 

Fig.7.17.- Ejemplo de grietas de fatiga por corrosión múltiple y ramificadas en un acero de bajo carbono [44]. ( Corte metalográfico reproducido con autorización del Prof. E .Espejo, Departamento de Ingeniería Mecánica y Mecatrónica Univ. Nac. de Colombia, Bogotá ).

 

La fig.7.18 muestra una vista de microscopia óptica de los caminos que sigue una grieta al pasar de una fase a otra en un acero dúplex X6 ensayado a fatiga con corrosión en agua de mar artificial.

Fig.7.18.- Grietas secundarias en un acero dúplex X6 ensayado a fatiga con corrosión en agua de mar artificial [45]. (Reproducido con autorización de Springer Science and Business Media,The Netherlands).

 

La fractura es frágil y las grietas de fatiga con corrosión son generalmente transgranulares como se muestra en la fig.7.19. En esta figura se aprecia que una parte de la grieta primaria de fatiga por corrosión ha sufrido un ensanchamiento por reacciones de corrosión posteriores [46].

El análisis químico de los depósitos en la superficie es de vital importancia para determinar si la falla se debe a fatiga por corrosión y cuando su cantidad es pequeña se hace una réplica de la superficie de fractura con una cinta adhesiva de acetato de celulosa para su estudio en el microscopio electrónico de barrido. Otras veces los productos de corrosión se encuentran dentro de las grietas y son visibles, un ejemplo de esto se muestra en las figuras 7.20 y 7.21. Frecuentemente hay viarios orígenes especialmente cuando la fractura se ha iniciado por picadura, sin embargo, en ocasiones el origen es difícil de encontrar por estar oculto debido a los productos de corrosión.

La fig.7.22 muestra una superficie de fractura donde hay múltiples grietas ramificadas; pero los lugares de origen de la picadura no se aprecian a simple vista por estar enmascarados por una capa de productos de corrosión. El origen de la fractura a menudo está rodeado por marcas de playas, estas marcas algunas veces son menos visibles porque estan cubiertas de productos de corrosión. La fig.7.23 muestra el crecimiento de una grieta de fatiga por corrosión en las sección de una pieza que estuvo en agua de mar con protección catódica. Las marcas de playa se pueden apreciar a simple y la letra A indica el sitio de origen de la grieta.

Fig.7.20.- Grieta cubierta parcialmente de productos de corrosión, producida en un ensayo de fatiga con corrosión en un acero SAE 8620 en una solución de 0,6 M de NaCl [47].

 

Productos de corrosión señalados con flechas rojas

Fig.7.21.- Grieta con productos de corrosión en su interior en un ensayo de fatiga con Corrosión de un acero SAE 8620 en una sol. 0,6 M de NaCl [47]. (Figuras 7.20 y 7.21 reproducidas con permiso del Prof. N. Do Nacimento A. Filho, Centro da Tec. Nuclear Cidade Universitaria, Brasil).

 

 

Fig.7.23.-Superficie de fractura de un acero sumergido en agua de mar [49]. (Reproducción con autorización de Springer Verlag, London ).

 

Grietas de fatiga por corrosión y fatiga mecánica pueden iniciarse en múltiples orígenes que finalmente convergen en un solo plano, como se muestra en las fig.7.23. La fig.7.24 muestra la fractura de un tornillo grado 8, donde se aprecian múltiples orígenes debido a fatiga por flexión rotativa, también se puede observar a simple vista las marcas de playa algunas de ellas indicadas por las flechas verdes.

Los tornillos sujetaban la placa de un motor acoplado al eje de un agitador de sustancias químicas. Analisis de falla de los tonillos en el laboratorio, mostraron que la falla se debió a que los tornillo se soltaron durante una operación de agitación, haciendo que la placa se moviera

hacia adelante y hacia atrás. No se observó una corrosión significativa pero se detectaron inclusiones no metálicas.

La fig.7.25 es un ejemplo típico de fractura de fatiga por corrosión donde las marcas de playa se muestran a simple vista. La superficie de fractura muestra lineas de playa visibles y una de color marrón debido a productos de corrosión, esta morfología es típica de una falla debido a fatiga con corrosión.

Otro ejemplo de grietas de fatiga con corrosión que se inician en múltiples orígenes y que finalmente convergen en un solo plano se muestra en las figuras 7.26, 7.27 y 7.28 En esta caso, se trata de ensayos de fatiga con corrosión de dos aceros de bajo carbono con 0,21%C y 0,16% C en soluciones de 3% NaCl. Sus resultados indicaron que el crecimiento de micro-huecos fue la causa de que las probetas tuvieran múltiples grietas para luego fracturarse en un solo plano.

Fig.7.24.- Fractura de un tornillo de acero grado 8 , mostrando múltiples lugares de origen de la grietas [50].

 

 

 

Fig.7.26.-La fotografía muestra huecos con corrosión y múltiples zonas de ruptura en la probeta cilíndrica [51].

 

Fig.7.27.-Superficie de fractura mostrando múltiples orígenes que convergen en una sola superficie de ruptura [51].

Fig.7.28.- Superficie de fractura mostrando múltiples orígenes de grietas que convergen en una sola superficie de fractura en una probeta rectangular [51]. (Figuras 7.26 a 7.28 reproducidas con autorización del Profesor L. Palaghian, University “ Dunarea de Jos ”, Galati, Rumania).

Teorías19/12/2011 | Author Raúl Coltters

Aunque la corrosión bajo tensión y la fatiga con corrosión corresponden a solicitaciones mecánicas de distinta naturaleza (monótona en el primer caso y cíclica en el segundo), son esencialmente dos fenómenos de corrosión acelerada por el ambiente que tienen muchos aspectos en común. Por este motivo no es de extrañar que los mecanismos propuestos para explicar el fenómeno de la fatiga con corrosión coincidan con los que se sugieren en corrosión bajo tensión, la disolución anódica y la fragilización por hidrógeno. A continuación se exponen algunas evidencias experimentales que dan crédito a ambos mecanismos en ambientes gaseosos y acuosos.

7.1.5.1.- Mecanismos de fatiga con corrosión en ambientes gaseosos.

Se han propuesto varias teorías para explicar el fenómeno de fatiga con corrosión [31-33]. Sin embargo, debido a la complejidad del proceso no existe una teoría única que sea aplicable a un conjunto amplio de materiales y ambientes.

Las evidencias experimentales discutidas en los puntos anteriores conducen a sugerir al vapor de agua como el responsable más importante de la corrosión por fatiga, principalmente cuando se trata de aleaciones de aluminio. Con respecto al mecanismo por el cual se produce la fragilización, un gran número de investigadores están de acuerdo que no puede ser disolución anódica.

De acuerdo a los resultados de Gao et. al. [34], se producen incrementos apreciables en la velocidad de propagación de las fisuras para valores de la presión parcial de vapor de agua de 5 Pa , la constante de equilibrio de la ecuación (7.6) es muy grande lo que la hace prácticamente irreversible. En esas condiciones de presión y temperatura no es posible que se produzca condensación capilar en la punta de la grieta, es decir no estará cubierta de agua líquida. Al no existir un electrolito, no puede haber disolución anódica. Por este motivo, la alternativa más viable es recurrir a un mecanismo de fragilización por hidrógeno. Se cree que la fragilización es producida por el hidrógeno que se desprende por la reacción del vapor de agua con el metal en las superficies frescas creadas por fatiga según la reacción (7.6).

Cabe destacar que a pesar de que el mecanismo de fragilización está asociado con el hidrógeno, el hidrógeno molecular seco no produce fragilización, porque en esas condiciones de presión y temperatura , termodinámicamente no es favorable la reacción entre el hidrógeno molecular y el óxido que cubre la superficie del metal o aleación. Entre todos los modelos propuestos para explicar el papel que juega el hidrógeno en la fragilización, actualmente hay dos que son los más aceptados.

El primer modelo, para explicar el fenómeno de la corrosión fatiga en ambientes gaseosos propone un proceso secuencial de fragilización que se representa de forma esquemática en la figura 7.15. La novedad del proceso en ambientes gaseosos reside en que una vez que la fase gaseosa responsable ( vapor de agua, H2S, CH4) de la fatiga con corrosión llega a la punta de la fisura y reacciona con la aleación o metal, se produce hidrógeno, que se adsorbe en la superficie limpia, primero físicamente y después químicamente, disociándose en las especies atómicas.

Fig.7.15.- Ilustración esquemática del mecanismo propuesto para el crecimiento de una grieta por fatiga con corrosión en ambientes gaseosos [35].

 

El transporte del hidrógeno atómico dentro de la estructura del material puede realizarse principalmente por una o diferentes combinaciones entre ellas, de las cuatro vías siguientes: a)

por difusión clásica a través de la red, b) a través de los bordes de grano, c) por dislocaciones móviles y d) por vacancias. Existen argumentos a favor y en contra de cada una de estas vías de transporte, aunque teniendo en cuenta las características del estado de deformación elástica que se produce por delante de la punta de la fisura y la distancia del extremo de la grieta a la que se observan los efectos del ambiente, parece más probable la implicación de las dislocaciones en el transporte [36-38].Según este mecanismo el papel del hidrógeno consiste en la formación de hidruros frágiles en lugares de la estructura en los que existe una alta concentración de tensiones, como por ejemplo en la punta de una fisura. El hidrógeno, bien proveniente del medio externo o bien disuelto en la estructura, se difunde hacia la zona del extremo de la grieta. En este lugar se produce la precipitación de hidruros metálicos frágiles que provocan esfuerzos de tensión por el incremento de volumen asociado con el proceso de formación. Por efecto de la tensión aplicada la fisura se propaga a través del hidruro por clivaje y crece hasta romperlo completamente. En ese momento la fisura se detiene hasta que precipitan más hidruros y vuelve a comenzar el proceso, lo que produce un crecimiento discontinuo de la grieta [39]. Entre los metales que tienen una gran tendencia a formar hidruros en presencia de hidrógeno podemos citar al Aluminio, Niobio, Vanadio, Tantalio, Zirconio y Titanio y sus aleaciones.El segundo modelo se basa en el aumento de la plasticidad local favorecida por el hidrógeno, en este mecanismo, el efecto del hidrógeno acumulado en el extremo de la grieta es reducir la resistencia al flujo plástico del material. La rotura se produce entonces como resultado de la deformación plástica localizada en la punta de la fisura [39, 40].Investigaciones sobre la fragilización por metales líquidos en una aleación de aluminio ( 6%Zn 3%Mg resto Al) [40], condujeron a suponer que la adsorción química de las especies agresivas en el fondo de la grieta facilita la nucleación y emisión de dislocaciones en planos de deslizamiento que intersectan la región de la punta [41]. De este modo, el crecimiento de la grieta se produce por deslizamiento y no por descohesión de enlaces atómicos en la punta de la fisura.

7.1.5.2.- Mecanismos de fatiga con corrosión en ambientes acuosos.

Aunque la corrosión bajo tensión y la fatiga con corrosión corresponden a solicitaciones mecánicas de distinta naturaleza (monótona en el primer caso y cíclica en el segundo), son esencialmente dos fenómenos de corrosión acelerada por el ambiente. De tal manera que los mecanismos propuestos para explicar el fenómeno de la fatiga con corrosión coinciden con los que se sugieren en corrosión bajo tensión.

Ambientes19/12/2011 | Author Raúl Coltters

Los lugares comunes donde ocurre fatiga por corrosión son los planos de restricción, tales como placas de tubos, donde se pueden identificar los esfuerzos cíclicos. Bajo condiciones de vibración inducida por el flujo en los tubos de intercambiadores de calor, se ha reportado fatiga por corrosión en regiones de medio tramo. Es común que se inicien grietas de fatiga por corrosión en sitios de picadura y se pueden encontrar donde estén operando esfuerzos cíclicos en regiones picadas.

En general, a medida que aumenta lo corrosivo de un ambiente, aumenta la rapidez del crecimiento de las grietas. Los factores ambientales varían según la aleación. Un factor importante son las picaduras, estas constituyen concentradores de esfuerzos. Es común encontrar grietas de corrosión que crecen a partir de las picaduras porque los esfuerzos locales pueden ser tan altos que rompen la película protectora de las paredes de la grieta. La fatiga por corrosión ocurre en la mayoría de los medios acuosos, lo que no sucede con la corrosión bajo tensión donde sólo ciertas combinaciones de iones- metal producen daño. Por ejemplo el acero sufre fatiga por corrosión en aguas frescas, agua de mar y en condensados de combustión. En general en todos los ambientes líquidos o gaseosos .

 7.1.4.1.- Ambientes Gaseosos.

Los ensayos de laboratorio generalmente se realizan en aire con humedad relativa (HR) y frecuentemente estos ensayos son considerados como una referencia para compararlos con medios agresivos. Sin embargo, el hidrógeno y el vapor de agua son agentes agresivos y durante la fatiga juegan un papel importante, es decir, la presión parcial del hidrógeno vapor de agua son variables importantes en la propagación de las grietas, aun más, el vapor de agua al ser una fuente de hidrógeno, puede descomponerse y el hidrógeno al difundirse penetrar en algunos materiales.

Cuando metales y aleaciones están sometídos a fatiga, la humedad atmosférica se convierte en un agente agresivo que puede hacer aumentar la velocidad de propagación de las fisuras en más de un orden de magnitud con respecto a una atmósfera de alto vacío. Este interesante aspecto ha despertado la curiosidad de numerosos investigadores, aunque el fenómeno no se ha investigado tan detalladamente como en el caso de los ambientes acuosos.

 7.1.4.1.1.- Efecto de la presión parcial de vapor de agua.

La mayoría de las investigaciones sobre el efecto de la presión parcial del vapor de agua sobre la velocidad de crecimiento de grietas se han realizado en aleaciones de aluminio, las probetas se han sometido a fatiga bajo diferentes composiciones gaseosas. En presencia de gases secos, tales como hidrógeno, argón y nitrógeno, no se produce ninguna aceleración en la velocidad de propagación de la grieta. Sin embargo, cuando estos mismos gases tienen un cierto contenido de humedad, la velocidad crece a medida que aumenta la proporción parcial de vapor de agua, independientemente del gas del que se trate.

Experimentos de fatiga por corrosión realizados en dos aleaciones de aluminio, una del tipo RR58 -2618 y otra de la serie 7000 (AI-Zn-Mg-Cu) ensayadas en presencia de vapor de agua a diferentes presiones parciales se muestran en las figuras 7.10 y 7.11 respectivamente, donde las curvas muestran dos características comunes:

a) Los efectos ambientales son casi inexistentes para valores de la presión parcial por debajo de un cierto valor umbral, en la aleación RR58-2618 alrededor de 0,15 Pa a 1Hz y 20 Pa a 100Hz respectivamente y en el caso de la aleación de la serie 7000 está situado en el entorno de 2 Pa,

 b) Por encima de estos valores, la velocidad de propagación aumenta rápidamente a medida que aumenta la presión parcial de vapor de agua, hasta que se alcanza un valor de saturación que se encuentra en el entorno de 30 (1Hz) y 400 Pa (100Hz) respectivamente, como se muestra en la fig.7.10 y para el caso de la serie 7000, alrededor de 5 Pa (fig.7.11).

Estos experimentos también mostraron que en ambientes inertes las velocidades de propagación son muy parecidas en argón y alto vacío (fig.7.11). También se observó que en presencia de oxígeno seco las grietas avanzan más despacio que en alto vacío en el caso de la aleación 7075 – T651.

Fig. 7.10.- Efecto de la presión parcial del vapor de agua en la velocidad de propagación de las grietas de fatiga con corrosión en la aleación de aluminio RR58 – 2618 [18].

(Reproducido con autorización de Springer-Verlag, London, UK).

Fig. 7.11.- Efecto de la presión parcial del vapor de agua en la velocidad de propagación de las grietas de fatiga con corrosión en la aleación de aluminio 7075 – T651 [19]. (Reproducido con autorización de Springer Science+Business Media, B.V, The Netherlands).

 

Algunos investigadores [20, 21] han encontrado en aleaciones de aluminio, que se puede obtener una fragilización similar a la que se obtiene en los ensayos de fatiga exponiendo las probetas a una atmósfera húmeda antes de realizar el ensayo. Ellos encontraron en una aleación de Al-Zn-Mg de alta pureza, que la pre-exposición en aire húmedo (con una humedad relativa del 87%) provoca una fragilización análoga a la que produce este mismo ambiente durante el ensayo de fatiga.

Un aspecto muy importante de este fenómeno es su reversibilidad. El efecto de fragilización provocado por la pre-exposición en aire húmedo se elimina completamente cuando las probetas se almacenan en vacío durante aproximadamente un mes. Los autores atribuyen este comportamiento a la fragilización por hidrógeno.

 

Según dicha reacción, las moléculas de vapor de agua reaccionan con el Al en los lugares activos de la superficie creadas por fatiga en la punta de la fisura, y se genera hidrógeno atómico que penetra en el material y lo fragiliza. El oxígeno actúa como un competidor del vapor de agua en esta reacción, puesto que podría combinarse con el aluminio para dar Al2O3 . Incluso en una atmósfera de alto vacío hay un cierto contenido de vapor de agua residual que puede reaccionar con el aluminio y producir hidrógeno.

7.1.4.2.- Ambientes acuosos.

Los lugares comunes donde ocurre fatiga por corrosión son los planos de restricción, tales como placas de tubos, donde se pueden identificar los esfuerzos cíclicos. Bajo condiciones de vibración inducida por el flujo en los tubos de intercambiadores de calor, se ha reportado fatiga con corrosión en regiones de medio tramo. Es común que se inicien grietas de fatiga por corrosión en sitios de picadura y se pueden encontrar donde estén operando esfuerzos cíclicos en regiones picadas. Otros sitios son las paredes internas de tubos de calderas especialmente en aquellas que se usan en forma discontinua, las paradas y puesta en marcha aumentan la posibilidad de fatiga por corrosión. Estructuras marinas, especialmente las estructuras de las plataformas petroleras, ambientes acuosos donde el pH disminuye, etc. El más notable efecto del ambiente acuoso comparado con un ambiente gaseoso es la gran reducción de la vida de fatiga, como se ilustra en la fig.7.12. Una explicación a este comportamiento es que la iniciación de la grieta se debe a la presencia de pequeños o grandes defectos geométricos en la superficie y que constituyen concentradores de esfuerzos.

En los estudios experimentales de fatiga por corrosión en medios líquidos realizados sobre aleaciones se han usado casi exclusivamente disoluciones acuosas de cloruros (principalmenteNaCl), agua de mar y agua destilada. Numerosos autores [24-28] han comprobado que estos ambientes provocan una aceleración notable en la velocidad de propagación de las grietas con referencia a un ambiente inerte, como por ejemplo una atmósfera de alto vacío.

En el proceso de fatiga por corrosión en medios agresivos acuosos intervienen variables de tipo químico, mecánico y microestructural cuyo efecto es difícil de aislar. Entre las variables que se han estudiado con más detalle en aleaciones podemos destacar la frecuencia de ensayo, el potencial de electrodo, las condiciones ambientales dentro de la grieta, los mecanismos de cierre de fisura y en menor medida el efecto de algunos elementos aleantes en el proceso. Un ejemplo típico se muestra en las figuras 7.12 y 7.13, donde se ha graficado el intervalo de esfuerzos, el número de ciclos, el esfuerzo estático, la resistencia a la fatiga y el medio corrosivo para varios aceros.

Fig.7.12.- Efecto del medio en la vida de fatiga en un acero 4140 en aire seco, aire con una humedad relativa de 93% y en una solución al 3% de NaCl (Resultados de H.H. Lee y H.H. Uhlig [29]).

 

Fig.7.13.- Curvas S-N de un acero en aire y en agua de mar con y sin protección catódica (PC¬) [30]. (Figura reproducida con autorización de Springer – Verlag, London, UK).

 

Fig.7.14.- Relaciones entre el límite de fatiga y el esfuerzo de tensión para varios aceros en aire y en agua potable [30]. (Figura reimpresa con autorización de Springer Verlag, London, UK).

 

En la fig.7.13 se puede apreciar que para el caso de fatiga en aire hay un limite de fatiga y que en el caso de probetas con entalla o soldadura que implica concentradores de esfuerzos, el número de ciclos para fractura y el límite de fatiga disminuyen respectivamente. Ahora, si se agrega la acción corrosiva de un medio ambiente se introducen dos efectos: a) el número de ciclos para fractura disminuye y generalmente el límite de fatiga es eliminado y b) el número de ciclos para fractura ahora es dependiente de la frecuencia de carga. Además se puede ver que el uso de una protección catódica mantiene el mismo límite de fatiga.

La fig.7.14 muestra una relación entre la resistencia mecánica, resistencia a la fatiga y medio ambiente para varios aceros. Mientras la resistencia a la fatiga aumenta proporcionalmente con el esfuerzo de fluencia σu en aire seco, es casi independiente en agua potable.