Metalurgia del RMS Titanic Resumen Análisis metalúrgicos y mecánicos fueron llevados a cabo en muestras de acero y remaches recuperados del hundimiento del RMS Titanic. Fue encontrado que el acero poseía una temperatura de transición de dúctil a frágil que era muy alta con respecto a la temperatura de servicio, haciendo al material frágil a temperaturas de congelación del agua. Esto ha sido atribuido tanto a factores químicos como microestructurales. También ha sido encontrado que las muestras de hierro labrado usadas en la construcción del Titanic contenían una cantidad elevada de escoria incrustada, y que la orientación de la escoria en las muestras puede tener la explicación para saber cuánto daño acumulo el barco durante el encuentro con el iceberg. Palabras clave: Titanic, forenses, fractura, acero templado (blando o dulce), barcos, sulfuro de manganeso, muestras, hierro labrado, metalúrgica histórica. Introducción. En Abril, 1912, en su viaje inaugural, el transatlántico RMS Titanic naufrago (struck) con un iceberg en el Atlántico y se hundió 400 millas al sureste de Newfounland, con una pérdida de 1500 personas. Esta pérdida fue particularmente trágica cuando se considera el contexto de los que el Titanic representaba. En el tiempo de su construcción, éste fue el objeto movible más grande que el hombre hizo. Fue diseñado con las últimas características de seguridad y fue pensado para ser el triunfo del hombre sobre la naturaleza. La prensa popular lo bautizó como “el inhundible”. Este, el más famoso de los naufragios, ha sido sujeto de libros, películas, y especulaciones forenses por más de 85 años. Muchas interrogantes fueron construidas desde el tiempo del interrogatorio Mersey [1] (la audiencia oficial Británica en el hundimiento) al día presente acerca de que sucedió esa noche:

¿Por qué el Titanic se hundió tan rápido (en menos de tres horas)?

¿Cuál fue la naturaleza del daño, al casco, del impacto con el iceberg?

¿En qué secuencia los compartimentos se inundaron?

¿Se quebró en la mitad de la superficie, o se hundió intacto?

¿Dónde hay un desperfecto de diseño que podría haber sido evitado? Robert Ballard del Instituto Oceanográfico Woods Hole encontró al Titanic 12000 pies bajo el agua en 1985. Sorprendentemente, el Titanic fue encontrado roto en dos secciones orientadas en direcciones opuestas. Esto confirma el testimonio aislado de algunos pasajeros de que se partió en la superficie, se encontró lo contrario para cada acontecimiento del desastre dado por los oficiales

sobrevivientes. Este dato nuevo prendió el fuego incluso para más especulaciones como ¿Cómo y por qué el Titanic se hundió como lo hizo? Recuperando material. La primera pieza de material recuperado del casco en el lugar del naufragio del Titanic fue traída por el sumergible Nautilo del Instituto Oceanográfico Francés en 1991, durante el filme de una producción IMAX en el hundimiento. Este material fue tomado en posesión por el Museo Marítimo del Atlántico, quienes invitaron a investigadores de la Fundación para la Investigación de la Defensa – Atlántico (DREA) en Halifax, Nueva Escocia, y CANMET en Otawa para probar las propiedades mecánicas de su acero [2]. Pruebas de impacto Charpy fueron llevadas a cabo por Ken Karis Allen y Jim Matthews del DREA, y encontraron que el acero fracturado en una forma 100% frágil a temperaturas de salmuera congelada. Una observación de estas pruebas y análisis limitados subsecuentes pueden ser encontrados en un artículo publicado en Mecánica Popular [3]. Esto causo una amplia especulación difundida de que el carácter frágil del casco de acero en agua quizá había sido el factor mayor en el hundimiento del barco. Fue considerado concebible que el impacto con el iceberg, aunque fuera mínimo, podría haber sido suficiente para destrozar la placa de acero frágil en la proa, permitiendo la rápida inundación del barco. El panel de forenses marinos (SD-7) de la Sociedad de Arquitectos Marinos e Ingenieros Marinos (SNAME), de los cuales el autor es un miembro, en cooperación con Discovery Channel formaron un equipo que se encargó de una investigación científica de las causas del hundimiento del Titanic. RMS Titanic Inc., liderado por George Tulloch y salvar en posesión el naufragio, acceso provisto al hundimiento y facilitar la investigación durante un viaje de recuperación de objetos en Agosto de 1996. Durante este tiempo, los investigadores de la biología de las partes “corroídas” que cuelgan del casco, el daño a la proa ahora enterrada bajo quince pies de fango por la sub-superficie sonar imaginada, y el daño al barco en donde se realizó el rompimiento. De importancia particular a este reporte, una sección de la placa del casco del Titanic., a lo largo junto con varios remaches y mamparos, fue recuperado y devuelto para análisis. El propósito de este estudio fue doble. Primero, una determinación de las propiedades físicas, microestructura y química del acero del casco del que fue hecho el RMS Titanic. Estos resultados fueron comparados a los primeros estudios otra muestra de acero, y a estándares modernos y contemporáneos para determinar si podría ser considerado como material inferior para la aplicación. Segundo, desde un gran reto de la otra evidencia forense [4] los puntos de probabilidad de la junta de apertura y remaches que fallaron en el hundimiento, un análisis detallado de la microestructura de los remaches de hierro forjado fue llevado a cabo.

Preparación de las muestras y procedimiento experimental. Probetas del acero del casco fueron cortadas de las piezas largas usando una sierra de diamantes de baja velocidad inmersa en lubricante en frío. Probetas metalográficas fueron montadas en epóxicos, pulido mecánico, y grabado con 10% de solución nital. Metalografías ópticas fueron obtenidas en las tres direcciones con respecto a la dirección de laminado. En adición, escaneo de imágenes microscópicas del electrón (SEM) de las superficies de pulido y grabado fueron obtenidas para mostrar la microestructura en mayor detalle, particularmente para determinar mejor el espaciamiento laminar (lamellar) de la perlita. En adición, cortes de superficies de fractura de las barras probadas con Charpy a temperaturas de agua congelada fueron retratadas en el SEM para determinar el porcentaje de fractura-ductilidad y para observar el efecto de aceleraciones en la nucleación de la fractura. En el microscopio de transmisión de electrón fueron preparadas muestras de la placa del material. Partes aproximadamente de 1 mm de espesor fueron cortadas usando una sierra de diamante de baja velocidad. Estas fueron mecánicamente rebajadas usando lija de SiC grano 600 y 5 µm Al2O3 de alúmina en paño. Muestras de disco de 3 mm fueron mecánicamente taladradas de las porciones rebajadas, y dando un rebaje final de aproximadamente 100 µm. Estas muestras fueron entonces barrenadas a un espesor residual de aproximadamente 20 µm usando un compuesto de cerámica con nitruro de boro cubico en una rueda de latón. Finalmente, las muestras fueron rebajadas a la transparencia de electrón usando una etapa de adelgazamiento iónico con nitrógeno líquido congelado. Las probetas fueron grabadas usando microscopios de transmisión de electrón (TEM), un Philips 430 y un JOEL 3010, operados a 300 kV. El espectroscopio de energía perdida del electrón paralelo (PEELS) y el análisis de rayos x de energía dispersiva (EDS) fueron usados en el 3010 para intentar determinar las concentraciones contaminadas en granos de frontera. En adición, un espectroscopio de masa iónica de grabado secundario (I-SIMS) fue usado para determinar la composición química de las partículas y la distribución de elementos contaminados en la matriz. La caracterización mecánica del acero del casco, en la forma de pruebas de tensión a la temperatura ambiente y las pruebas Charpy realizadas a varias temperaturas abarcando el régimen de transición, fueron llevadas a cabo en la Universidad de Missouri-Rolla, bajo la supervisión del Prof. H.P. Leighly [5]. Análisis químicos fueron realizados por el Prof. Leighly [5] y también por el Dr. Harold Reemsnyder de los laboratorios Homer de Bethlehem Steel en Bethlehem, Pennsylvania [6]. Resultados experimentales. Metalografía Muestras de acero de las tres orientaciones ortogonales con respecto al plano laminado fue pulido y grabado para revelar la microestructura. Una microestructura

de ferrita-perlita fue vista, con grandes granos de ferrita (ASTM número = 4-5, 100 µm a 130 µm de diámetro equivalente). La microestructura muestra una gran cantidad de bandeado en la dirección de laminado. MnS y partículas de óxido son evidentes a través del material, y eran bastante grandes, ocasionalmente excediendo los 100 µm en longitud. Las partículas de sulfuro de manganeso MnS fueron deformadas en formas lenticulares en lugar de ser fundidos en largueros. Dado a la carencia de adiciones de tierras raras para incrementar el punto de fusión del sulfuro (ver tabla 2), esto indica una baja temperatura de laminación o rolado. El gran tamaño de grano y la perlita gruesa son consistentes con el aire de enfriamiento de la placa laminada, sin evidencia de tratamientos de temple o normalizado evidente. Toda esta evidencia es consistente con la producción de ésta placa en una baja velocidad de laminación, como era la norma a su vez del siglo en Irlanda. Un acero de grado moderno comparable AISI 1018, el cual tiene una química similar y no posee una microestructura especializada. Micrografías de un acero moderno 1018 muestra un tamaño de grano fino, perlita mucho más fina, y más pequeñas y menos numerosas partículas de tierras raras dopadas con MnS. Esta microestructura es típica de esas producidas en una laminación moderna de alta velocidad, seguida por un templado y un tratamiento de normalizado.

Placa AISI 1018 de 25 mm (1”)

Placa del casco del Titanic

Figura 1: Escaneo de la imagen microscopica del electrón de las secciones longitudinales pulidas y grabadas del acero del casco del Titanic, y en comparación con el laminado en caliente moderno da la placa de 25 mm (1”) AISI 1018. Note las

diferencias en el tamaño de grano, el espaciamiento laminar perlitico, los tamaños de las particulas de MnS.

Pruebas Mecánicas Los datos producidos por las pruebas de tensión llevadas a cabo en el acero recuperado en 1996 [5] y 1991 [2] se muestran en la tabla 1. La incertidumbre en estos datos es ignorada. Estos valores son consistentes con los requerimientos de diseño de “15-20 toneladas por pulgada cuadrada” como lo especificaban Harland and Wolf (constructores de buques quienes construyeron al Titanic en Belfast en 1911 [4]). Dos grupos de probetas Charpy fueron preparadas tales que en un grupo la dirección de longitud de las probetas fuera paralela a la dirección longitudinal de la placa del casco (LS) y el segundo grupo la longitud del eje fuera paralela a la dirección transversal (TL). La figura adyacente compara los resultados experimentales de la prueba de impacto Charpy de acero del casco del Titanic para las direcciones laminares transversales y longitudinales con un acero suave o dulce moderno ASTM A36 [7]. Desafortunadamente para propósitos de una correlación directa de propiedades y microestructura, la comparación del comportamiento mecánico fue hecha contra el acero A36, el cual es casi idéntico químicamente al AISI 1018 usado en la comparación microestructural, pero tiene una microestructura más especializada. Usando 20 pies-pulgada (27 J) para la determinación de la temperatura de transición de dúctil a frágil, el autor [5] obtiene una temperatura de -15°C para el acero moderno A36, mientras las probetas del Titanic produjeron temperaturas de transición de +40°C para probetas en la dirección longitudinal y +70°C para la dirección transversal. Las temperaturas de transición para el acero del Titanic están muy por encima de la temperatura del agua de -2°C al momento de la colisión del barco con el iceberg [1].

Figura 2: Un gráfico de la energía de impacto medida por la prueba Charpy

contra la temperatura para dos orientaciones diferentes, para el acero

del casco del Titanic, como también para el A36 moderno (el cual es

química y microestructuralmente muy similar al AISI 1018). La temperatura de transición es marcada para cada serie de muestras, y está definida

como la temperatura donde la muestra exhibe 20 ft-lbs (27J) de energía. Dato de referencia [5]. La incertidumbre eb

el dato es ignorada.

Tabla1

Resultados de las pruebas de tensión Placa recuperada en: 1996 [7] 1991 [2] Esfuerzo a la fluencia 38 ksi (262 MPa) 41 ksi (280 MPa) Esfuerzo ultimo a la tensión

62.5 ksi (430 MPa) 62.6 ksi (432 MPa)

% Elongación (Galga de 50 mm de longitud)

29% 30.9%

Fractografía Los cortes superficiales de la fractura de las probetas, ensayadas bajo la prueba Charpy, de la placa de 1996 fueron examinados en el microscopio de escaneo de electrón. La fractura fue enteramente transgranular (figura 3), sin evidencia de fractura en los granos de frontera. Esto significa que, si la causa de la ductilidad de la fractura limitada del acero (como se evidencia por la ausencia de micro-huecos) había sido la fragilidad del azufre, se esperaría segregación de azufre a los límites de los granos y superficies de fractura intergranular. A temperaturas de salmuera congelada, la fractura era casi enteramente frágil, con la porción dúctil de la superficie de fractura estimada para ser menos del 5 por ciento (figura 4). Las partes de su desdoblamiento en la superficie, compuesto de 4 a 15 granos divididos, se observó que se originan en las partículas fracturadas de MnS, como lo demuestra el seguimiento de líneas en las caras de los remaches. Esto indica que, en algunos casos, las partículas de MnS actuaron como iniciadores, pero la incidencia de estas partes nucleadas ascendió a menos de 10% del área superficial de la superficie de la barra de fractura Charpy.

Figura 3: Fractografía SEM de la superficie de fractura de la barra Charpy (LT) de una muestra fracturada a 0°C. Note la

presencia de superficies divididas y la ausencia de granos de frontera fracturados. Una o dos partes nucleadas divididas por las partículas de MnS pueden ser identificadas en esta imagen.

Figura 4: Fractografía SEM de una superficie de

fractura de la barra Charpy de una muestra fracturada a 0°C. Note la presencia

de ductilidad a lo largo de las ondulaciones. La

micrografía contiene la más grande cantidad de plasticidad observable en la superficie en un área de la superficie de la fractura

de esta muestra.

Figura 5: Fractografía SEM que muestra la partícula

MnS que fracturo y nucleó una parte de 15 granos

divididos. Esto fue determinado por el rastreo de líneas de rio dentro de

la parte. Note la forma lenticular de la partícula, las líneas de separación

de rio emanan de la partícula, y la dirección de la fractura de la colonia de

perlita en la esquina superior derecha.

Análisis químico. El acero del casco fue analizado para composición química. Dos determinaciones fueron realizadas en el material recuperado en la expedición 1996 [5,6], y una parte del material 1991 [2]. Estos se resumen en la tabla 2. Se ve que el casco se compone de un acero que es aproximadamente equivalente a un moderno AISI 1018 acero suave, con niveles algo elevados de manganeso y bajo en azufre. El contenido de oxígeno implica que este es un acero semi-muerto, y los bajos

niveles de nitrógeno indican que el acero fue producido en un horno de solera abierta, y no por un proceso de Bessemer [8]. La imagen de la distribución química dentro del acero utilizando espectroscopía de masas de iones secundarios (SIMS) y por espectroscopía electrónica paralela de pérdida de energía (PELA) en el TEM mostró que el azufre en el acero es casi completamente ocupado en las partículas de MnS y no distribuido en la matriz, ni en los bordes de grano.

Tabla 2

Composición química del acero del casco del RMS Titanic Elemento 1991 [2] 1996 [5] 1996 [6] AISI 1018 [8] (CANMET) (U.Mo.Rolla) (Beth. Steel) (ASM) Carbón 0.20% 0.21% 0.21% 0.18-0.23% Azufre 0.065% 0.069% 0.061% 0.05% max Manganeso 0.52% 0.47% - 0.60-1.0% Fosforo 0.01% 0.045% - 0.04% max Silicio 0.025% 0.017% - Cobre 0.026% 0.024% - Nitrógeno 0.004% 0.0035% 0.0026% Oxigeno - 0.013% - Tierras raras - - Razón Mn/S 8.0:1 6.8:1 - 12:1-20:1 Razón Mn/C 2.5:1 2:1 - 3:1-7:1 Todas las medidas en el porcentaje de volumen, con incertidumbres ignoradas. Debate Análisis del comportamiento de la fractura del acero del acero. La tenacidad a la fractura medida del acero del casco del Titanic es inaceptablemente baja para su uso como un material estructural a temperaturas del agua congelada. Esto no es probable debido a alguna sola característica del material, pero una combinación de varios. Éstos se pueden dividir en cuatro categorías generales: los efectos de la química, microestructura, la arquitectura y la razón de carga. Efecto de la química del acero. Varios componentes elementales pueden aumentar o disminuir la tenacidad a diversas concentraciones. El nivel de azufre medido en el casco de acero del Titanic es mayor que el aceptable en aceros modernos, como es la concentración de fósforo. Ambos elementos pueden disminuir la tenacidad medida superior archivada, pero se ha visto que tienen poco efecto sobre la temperatura de transición [9]. El acero también fue encontrado bajo en Mn. Esto puede conducir a

la fragilidad de azufre, si es insuficiente Mn para ocupar la totalidad del contenido de azufre en las partículas de MnS. Sin embargo, los datos de SIMS y Peels indican que este no es el caso, sino que el azufre está ocupado principalmente en partículas de sulfuro. Mn es también un agente de endurecimiento sólido potente, el cual puede cambiar la temperatura de transición de varias decenas de grados centígrados, con pequeñas adiciones [10]. Así, el bajo nivel de Mn puede haber tenido un impacto en la dureza de la matriz de ferrita. También se encontró que es importante en el acero de bajo carbono la proporción de manganeso-carbono [11], que tiene un valor deseado de 5 para un acero 1018 [12], pero el cual mide 1,5 a 2 pulgadas en el casco de acero del Titanic. Se ha argumentado que el contenido de azufre en el acero del casco fue significativamente mayor que el estándar de la época, y que debería haber implicado a los ingenieros que el barco estaba siendo construido de un material que hubiera sido deficiente desde el punto de vista de la fractura, dado el efecto perjudicial del azufre sobre la resistencia a la fractura. Sin embargo, es importante que una mirada en el nivel de contenido de azufre de un punto de vista histórico. El contenido de azufre estándar para el acero dulce estructural es de 0,05% máximo en la actualidad. En 1906, la norma, la cual hubiera estado en vigor en el momento de la construcción del buque, fue colocada en el 0,04% [13]. Esto indicaría que el acero del casco fue aún más sub-estándar en el momento. Sin embargo, una investigación adicional de la literatura revela que la norma había sido revisada en 0,055% (1933, [14]) y el 0,05% (1946, [15]) en diversas ocasiones entre 1906 y el día de hoy. No hay evidencia de que el nivel de concentración se estableció en respuesta a los datos que relacionan las concentraciones de azufre a la fractura o el comportamiento a la tensión, sino que más bien parece ser una serie de estimaciones en un límite superior. Los metalúrgicos de la época tenían un conocimiento empírico que los niveles elevados de ciertos elementos residuales, los más notables azufre y el fósforo, aumentaban la probabilidad de formación de grietas en el acero bajo determinadas condiciones de servicio. El efecto ha sido conocido en términos generales, durante casi un siglo, pero un análisis cuantitativo no se realizó hasta que el análisis de las fallas del barco Liberty durante y después de la Segunda Guerra Mundial [16]. Cualquier afirmación de que los ingenieros de la construcción del barco deberían haber sido capaces de vincular un análisis químico, que muestra alto contenido de azufre en cualquier placa dada, a un evidente riesgo de fractura por fragilidad es infundada. Además, es demasiado simplista afirmar que, simplemente porque existen concentraciones de azufre algo elevadas, el acero fue frágil, como se verá en las secciones subsiguientes. Efecto del acero microestructural. Las tendencias han sido encontradas relacionando las características microestructurales de acero dulce con microestructuras de ferrita / perlita para la resistencia fractura. En general, los mayores tamaños de grano de ferrita y colonias de perlita dan tenacidades menores [17]. Existe un cuerpo de trabajo en la literatura, por ejemplo el análisis de Ritchie, Knott y Rice [18] que el tamaño,

forma y distribución de carburos en acero dulce es un factor dominante en la determinación de la forma y la ubicación de la frágil a -temperatura de transición dúctil (BDTT). Dado que el acero del casco parece haber sido enfriado por aire enfriado y sin templar, la mayor parte del carbono no en la matriz de solución sólida es unido en carburo laminar en la perlita. No fue posible, ya sea en el SEM o TEM encontrar carburos precipitados de partículas en el acero. Así que el tamaño de carburo que estaría controlando el comportamiento a la fractura sería ese en la perlita, y por lo tanto un espaciamiento laminar de perlita gruesa causaría una temperatura de transición superior. La presencia y el gran tamaño de las partículas de MnS se consideran perjudiciales para la resistencia a la fractura, ya que actúan como iniciadores de la ruptura en el acero a temperaturas cercanas a la plataforma submarina inferior [19]. Se observó que la placa recuperada en 1996 exhibió un 5% de fractura dúctil durante las pruebas Charpy a temperaturas de salmuera congelada, y que las partículas de MnS, tras el examen de la superficie de fractura, nucleadas unas cuantas partes de división. Sin embargo, la placa recuperada en 1991 fue de 100% quebradiza incluso a temperatura ambiente [20], colocándola firmemente en, no cerca del régimen de la plataforma submarina inferior. Por lo tanto las partículas de MnS tendrían poco o ningún efecto en la tenacidad de esta placa. La presencia de partículas de MnS y su efecto sobre el crecimiento de la grieta ha sido encontrado ser mucho más importante a altas temperaturas que a temperaturas más bajas. Su efecto sobre el comportamiento de la fractura de ambos materiales de este estudio, así como el estudio de 1991 [2] son considerados insignificantes. Aunque las partes de ruptura se han identificado en la superficie de fractura como procedente de la fractura de una partícula MnS, y por lo tanto la formación de un proceso de zona tendría inicio, la ocurrencia de esta fue relativamente rara. Se cree que el mecanismo de fractura que controla a -2°C habría sido más débil de enlace [18], donde la primera característica microestructural fracturada tendría un fallo precipitado. Y como la población de los carburos de gran tamaño, en forma de perlita gruesa laminar, es muchas veces de sulfuros grandes, es más probable que una fractura de carburo podría precipitar la falla. Una microestructura más fina, tanto en términos de tamaño de grano como en espaciamiento laminar perlitico, tendrían exhibida una temperatura de transición significativamente mayor en esta composición. Esto podría haber sido obtenida por laminación del acero a una velocidad y temperatura mayores, a continuación, someter la placa a un temple y un recocido normalizado. Sin embargo, el concepto de sensibilidad a las muescas de aleaciones basadas en hierro, fue poco entendido, y las primeras formas cuantitativas en comenzar a evaluar la resistencia a la fractura de un material, entre ellos la prueba Charpy V- de la muesca [21], fue solamente diseñada en los cinco años más o menos antes de la construcción del buque. Fue propuesta, en una forma más bien fuera de la mano en la interrogación de Mersey [1] que pruebas como Charpy deberían haber sido realizadas en el acero del casco. Sin embargo, en 1911, los únicos materiales que habían sido probados rutinariamente por resistencia a la fractura fueron aceros

decretados [22], donde las fallas por fractura se pensaban que eran mucho más propensos que los de acero estructural bajo condiciones normales de uso. Por lo tanto, habría sido no intuitivo para los diseñadores y constructores del Titanic haber probado el casco de acero para la sensibilidad a la muesca, e incluso si lo hubieran hecho, no tenían información sobre lo que hace la sensibilidad a la muesca en el acero, en primer lugar, y cómo solucionarlo. Especificaciones de la época para los aceros en el momento pedían sólo un rango de resistencia a la tensión y la ductilidad a la tensión, que son un mal indicador de la resistencia a la fractura. Efecto de las técnicas de fabricación y el diseño arquitectónico. Varias prácticas comunes en la vuelta del siglo, la construcción naval pudo haber contribuido a la fabricación de acero frágil en un factor en el hundimiento. Todas estas se observaron aquí como únicas posibilidades, y el efecto exacto de cada una puede o no haber tenido incidencia sobre el hundimiento que puede que nunca sea conocido con certeza.

Las concentraciones de esfuerzo: Debido a la falta de comprensión de la sensibilidad a la muesca en aleaciones de hierro, no hubo ningún intento de eliminar las concentraciones de esfuerzos de la arquitectura de la nave. Estos se encuentran comúnmente en las esquinas de escotilla, uniones hiladas, y similares. Estos resultaron ser las fuentes de grietas frágiles en los barcos Liberty durante y después de la Segunda Guerra Mundial [23].

Las grietas en orificios de los remaches: Los orificios de los remaches de las placas del casco del Titanic, y de todos los buques contemporáneos, fueron perforados en frío con un ariete o pisón impulsado a vapor [24]. Tras un examen minucioso, estos orificios de los remaches fueron encontrados conteniendo un número pequeño de grietas. Sin embargo, los constructores de buques en general, no se preocupaban por ellos porque eran muy pequeños, y ellos pensaban que un remache bien orientado podría ejercer una tensión de apriete que anularía cualquier riesgo [24]. Sin embargo, los esfuerzos residuales del proceso de perforación habrían sido significativos, y eran tales que ejercían una fuerza impulsora en las grietas. Además, en caso de impacto de la placa a bajas temperaturas, estas grietas podría haber crecido en una forma frágil y ligada, resultando en la falla de la placa.

La variabilidad de la placa: Los dos fragmentos de placas recuperado de los restos del naufragio y analizados hasta la fecha (1991 [2] y este estudio) han mostrado diferencias significativas en la microestructura y propiedades a la fractura. Parece que se han sido laminadas a diferentes temperaturas, como lo demuestra el bandeo más severo y la fundición de partículas de MnS en la placa de 1991. Esta variabilidad habría significado que algunas placas estaban en riesgo de rotura frágil a temperaturas de salmuera congelada, mientras que otros habrían estado bien. Este efecto de la variabilidad de la placa en el casco también se observó en el análisis detallado de las fallas del barco Liberty, donde la iniciación, propagación y detención de las placas del casco fueron encontradas incrementando a un

punto alto su tenacidad a una temperatura determinada [22]. Esta variabilidad no es inesperada, como el Titanic y sus dos barcos gemelos eran el doble de grandes que cualquier construido previamente, y de materias primas de hierro estaban siendo ensamblados en todo el Reino Unido [25]. Además, las placas estaban siendo producidas en lotes de 40 toneladas, frente a los lotes de 500 toneladas típicos para hoy [25].

Efecto de la razón de carga Las aleaciones basadas hierro son bien conocidas por exhibir el comportamiento a la sensibilidad a la fractura del porcentaje de deformación. Esto es, mientras más rápido sea cargada la grieta, el carácter a la fractura será más frágil. Hay evidencia directa e indirecta de que el acero utilizado en el casco del Titanic y sus barcos hermanos mostraron este comportamiento. Imagen del casco del Titanic por el Nautile mostró una considerable deformación resultante del impacto con el fondo del mar [26]. Las simulaciones por computadora del naufragio mostraron que este impacto fue bastante gradual y que estas placas se deformaron a razones de deformación bajas [7]. Sin embargo, el impacto de la nave con el iceberg a 20 nudos habría ocurrido a velocidades de deformación más en línea con una prueba de impacto Charpy. A esta razón, el acero exhibiría un comportamiento más frágil. La evidencia adicional viene de fotografías de los daños a la nave hermana del Titanic, RMS Olympic, después de la colisión en el puerto de Belfast con un crucero de la Royal Navy, el HMS Hawke [25] (figura 5). Un examen detallado de las fotos muestra una considerable curvatura de las placas alrededor del agujero, mientras que los informes de los daños físicos incluyen una mención de una pieza triangular de casco que se fracturó en el barco. Esto sería consistente con una alta razón de deformación al impacto causando la fractura, y luego una deformación cada vez más lenta, como las dos naves juntas, causando flexión en lugar de agrietarse.

Figura 6: Un primer plano de los daños al Olympic de RMS, debido a la colisión con el HMS Hawke en el Solient en 1911. Tenga en cuenta que al hombre para la escala. Una cantidad considerable de plasticidad en las placas del casco se indica por la flexión y torsión vistas en la imagen. Tenga en cuenta que faltan remaches. Foto perteneciente a la [25].

Análisis del comportamiento de la fractura de los remaches. Las conclusiones del informe del Grupo Especial Forense Marino [7] detallan que partiendo de las costuras, y no un corte mítico de 90 m (300 pies) en la parte inferior del casco, se formo el daño al Titanic. Esto implicaría que la falla de los remaches puede haber tenido un papel determinante en el hundimiento. Un análisis detallado de dos remaches del casco se llevó a cabo para determinar si los factores metalúrgicos puede haber dado una tendencia de los remaches a fallar. Efecto de la microestructura El Titanic se ensamblo con unos 3.000.000 de remaches accionados hidráulicamente [7]. Estos fueron extraídos de hierro forjado, una masa de hierro y silicato de hierro que fueron extruidos en una estructura en capas. Estos fueron conducidos a través de la placa de casco y el larguero, y aplanado en el interior. Los remaches se consideraban aceptables si se impulsaban cuando se le golpea con un martillo, un sonido limpio "anillo". Si el sonido era una aburrida "ruido sordo", el remache fue perforado a cabo y otra colocado dentro. Estos remaches estaban hechos de hierro forjado, que consta de una matriz de hierro relativamente puro que contiene 2-3% (en volumen) de escoria de silicato de hierro. Una micrografía de la estructura se puede ver en la figura 7. Una metalografía cuantitativa se realizó en una sección transversal de un remache del casco que había sido cortado y pulido. Se ha demostrado que este remache

contiene un 9,3% + / - 0,3% de escoria, en promedio, que es más de 3 veces la cantidad que normalmente se espera de hierro forjado [27]. Esta escoria tenía una distribución casi de tipo bimodal de tamaños, que van desde una gran cantidad de largueros muy largos (más de 200 micras de longitud) a un gran número de pequeñas partículas esferoidales oblatas (1 micras a 5 micras de diámetro). El comportamiento mecánico de hierro forjado, y especialmente el comportamiento a la fractura, se sabe que es altamente anisótropico [8]. Paralelamente a la dirección de los largueros de silicato, la resistencia a la tensión es del orden de un acero dulce fuerte, mientras que esta fuerza perpendicular a la medida de resistencia disminuye considerablemente. Más sorprendentemente, la deformación por tensión a una falla, la cual es uno de los dos parámetros especificados en general en 1911 por la calidad de hierro forjado [27], es un orden de magnitud inferior en la dirección transversal que en la dirección longitudinal. Este comportamiento puede ser simplemente comprenderse considerando la microestructura. Es importante señalar que no hay virtualmente ninguna fuerza interfacial entre los componentes de ferrita y la escoria de la microestructura. La escoria simplemente ocupa espacio en la ferrita, desde un punto de vista mecánico, en la orientación transversal. Peor, a bajas temperaturas, la escoria de silicato puede fracturar y nuclear grietas en el hierro, un efecto similar a las partículas de MnS en acero dulce en el régimen de temperatura de transición. Y en la orientación transversal, las hojas de escoria presentar un área muy grande que puede nucleada una grieta. Tras el impacto, estos remaches pueden tener una tendencia a salir de sus agujeros, después de perder la cabeza interior. Esto se evidencia por tanto los remaches en posesión, que faltan cabezas interiores, y por el mayor aumento de los daños a RMS Olympic después de la colisión con el Hawke (figura 8). Si nos fijamos en la fotografía, decenas de remaches alrededor del agujero están desaparecidos. La pérdida de remaches, y la separación resultante de las costuras y las fugas de agua, se cree que es la ocurrencia principal que causó el hundimiento del Titanic [7]. Los dos remaches del casco en la posesión han sido seccionados y se examinados. Tanto la distribución exhibición orientación antes mencionada de escoria largueros dentro del remache, un aumento en la cantidad de escoria incorporado, y se tanto falta la cabeza interna. Estos factores metalúrgicos se han degradado el rendimiento mecánico del remache. Si las muestras adicionales se obtienen durante una expedición prevista para agosto de 1998, un trabajo adicional se llevará a cabo para determinar si este fue un factor importante en el hundimiento del buque. Remaches de una sección intacta de una junta de solape será seccionado para ver si los remaches que no dejó contienen niveles elevados de escoria y escoria largueros transversales orientadas. Es importante reiterar que sólo dos remaches han sido seccionadas a la fecha, de 3.000.000, un porcentaje minoritario de la cual mantenida el casco juntos.

Pero también es importante observar que no todos los remaches deben exhibir estas características indeseables para los remaches que han desempeñado un papel en el hundimiento. Si la carga del impacto iceberg está a cargo de los remaches de una junta de solape en el borde de una placa, la falta de una pequeña fracción de los remaches (por la razón que sea) que transferir esta carga a los remaches intactos restantes. Esta transferencia de carga se produciría de manera desproporcionada en los remaches inmediatamente adyacentes a los fallidos. Esto podría reducir el nivel de estrés en estos remaches de vecinos al nivel de fracaso y propagar el fracaso de la articulación, aunque los remaches vecinos son de una calidad estándar. La microestructura de los remaches es el candidato más probable para convertirse en un factor metalúrgica cuantificable en la pérdida del Titanic.

Figura 7: Montaje de micrografías que muestran la orientación de escoria de silicato en varios lugares dentro de una sección transversal de un remache Titanic casco. Tenga en cuenta que en la parte superior pre-formado de la cabeza (formada sobre una varilla de hierro forjado en caliente antes de cortar el remache a la longitud), la escoria se extiende de manera uniforme en la cabeza como las

ramas de un árbol. En la parte inferior, donde la interna de la cabeza se desprendió, muy cerca de la superficie de la fractura de los largueros están orientadas perpendicularmente al eje de tracción. Esto ocurrió probablemente cuando la cabeza interna se formó.

Figura 8: voladura de daños a la olímpica después de la colisión con el HMS Hawke. Esta imagen ha

sido objeto de una considerable cantidad de procesamiento de imágenes digitales para llevar a

cabo los vacíos agujeros de remache. En la imagen completa después del tratamiento, se pueden

identificar más de 50 remaches que faltan en el área inmediata del impacto. Imagen de [25].

Efecto de los esfuerzos residuales Un remache adecuadamente conducido posee una considerable cantidad de esfuerzo de tracción residual. Esto se desarrolla como el remache se enfría y se contrae, las dos placas de sujeción juntos, y sólo es parcialmente aliviado por deformación plástica en el remache. Esta tensión podría tener un efecto sobre el comportamiento de los remaches durante un impacto de la placa de casco. La tensión residual no tiene un efecto sobre la resistencia a la tracción del material. Sin embargo, tiene un efecto sobre la cantidad de deflexión placa sería necesario para fallar el remache durante un impacto. Para un determinado remache, la presencia de una tensión de tracción residual disminuye la cantidad de tensión adicional necesaria para superar la resistencia a la tracción del materiales. Esto representa una cantidad menor de deflexión de la placa de casco de aplicar la tensión aunque palanca contra la nervadura de soporte dentro de la nave. Altas tensiones residuales se incrementaría la tendencia de los remaches a "estallar" durante las colisiones. La presencia de altas tensiones residuales en los remaches Titanic puede verse en un mamparo remache mal corroída, visto en la figura 9. La cabeza del remache ha exfoliado y los largueros de escoria se han diseminado,

impulsado por las tensiones residuales durante la corrosión bajo tensión y la disolución de la ferrita.

Figura 9: pasante del remache de RMS Titanic. Nótese la porción de la cabeza que exfoliada

durante la corrosión de la matriz de ferrita del hierro forjado, bajo la influencia de la tensión

residual en el remache.

Conclusiones:

- El acero utilizado para construir el casco del Titanic, aunque adecuado en resistencia, poseía una resistencia a la fractura muy baja en la temperatura del agua de hielo.

- La baja resistencia se debió probablemente a una combinación compleja de factores, incluyendo un bajo contenido de Mn, una baja relación Mn / C, un gran tamaño de grano de ferrita y colonias grandes de perlita gruesa.

- Es evidente que existe una gran variación en las propiedades entre las 2.000 láminas que componen el casco del Titanic. Esta conclusión está basada en las microestructuras muy diferentes y el comportamiento a la fractura observado en las dos muestras de las placas recuperadas hasta la fecha. Este es un resultado normal de la variabilidad de las materias primas y las condiciones de laminación, a su vez-de-la del siglo de las obras de hierro.

- Esta variabilidad hace difícil determinar el efecto de las partículas de MnS y microgrietas en el hundimiento del buque. Un análisis de las placas reales involucradas en la colisión sería necesario para una determinación más firme.

- Es posible que el acero frágil contribuido a los daños en la proa, debido al impacto con el iceberg, pero mucho más probable que el acero frágil fue un factor en la desintegración de la nave en la superficie. Esto se discute con más detalle en el informe del Grupo Especial Forense completa [7].

- Se podrían haber tomado medidas para tratar térmicamente el acero para mejorar sus propiedades de fractura, pero este conocimiento no estaba disponible en 1911.

- La microestructura de los remaches que se desarrollaron durante su siendo impulsado en su lugar, con la escoria largueros orientados perpendicularmente al eje de tracción, puede haber sido un contribuyente directo con el tipo y distribución de daños en el casco. Este aspecto es objeto de investigación adicional.

- Teniendo en cuenta la base de conocimientos a disposición de los ingenieros en el momento de la construcción del buque, en opinión del autor no se cometieron aparentemente errores metalúrgicos en la construcción del RMS Titanic.