Propagación de Grietas por Fatiga en Soldaduras SAW de Tubo de

Escuela Superior de Ingeniería Química e
Industrias Extractivas
SECCIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADOS E INVESTIGACIÓN
Departamento de Ingeniería Metalúrgica
Propagación de Grietas por Fatiga
en Soldaduras SAW de Tubo de Acero API 5L
en Probetas SEN Curvas no Estándar
en la Dirección Corta Radial
TESIS
QUE PARA OBTENER EL GRADO DE:
MAESTRO EN CIENCIAS EN INGENIERÍA
METALURGICA PRESENTA: ING. DANIEL
ANGELES HERRERA
Director de Tesis
Dr. Jorge Luis González Velázquez
México, D.F.
Junio del 2008
Resumen
Resumen
En el presente trabajo se evaluó la propagación de grietas por fatiga de uniones soldadas
longitudinales tipo SAW de un tubo de acero API 5L X42, en probetas curvas con
forma de arco tipo SEN modificadas, donde el radio de curvatura de las probetas fue
igual al radio del cuerpo del tubo y la grieta tuvo una orientación corta radial. En un
trabajo anterior la función K fue calibrada para este tipo de probetas. Las probetas se
ensayaron en flexión con carga en tres puntos, en aire y temperatura ambiente,
evaluando las zonas de metal base, metal depositado y zona afectada por el calor. Se
realizó el análisis fractográfico, estudiando el efecto de la microestructura en la
propagación de grietas por fatiga en las tres zonas, encontrando que la zona de mayor
resistencia a la propagación de grietas por fatiga es la del metal base, mientras que, el
metal depositado presentó la menor resistencia a la propagación de grietas por fatiga. La
zona del metal depositado y zona afectada por el calor se comportaron de acuerdo a la
ley de Paris, a diferencia del metal base, esta zona presentó una alta dispersión debido a
que la grieta se propagó en la dirección transversal a la orientación preferencial y
bandeamiento de la microestructura de esta zona que son resultado del proceso de
conformado del material. Así mismo esta diferencia en las velocidades de propagación
de grietas por fatiga entre cada zona fue también atribuida a la diferencia de tenacidades
a la fractura.
Abstract
Abstract
In this work, fatigue the crack propagation of longitudinal welded unions was evaluated
in type SAW weld of a steel tube API 5L X42, using modified arc-shaped bend
specimen, where the radius of curvature of the specimen is equal to the radius of the
pipe with direction CR. The K Function was calibrated for this specimen. The tests were
done in air and room temperature, evaluating the zones of base metal, deposited metal
and heat affected zone. The fractographic analysis was done to study the effect of the
microstructure in the fatigue crack propagation in the three zones; Finding that the zone
of greater resistance to the fatigue cracks propagation is the base metal, whereas the
deposited metal presented the smaller resistance to the fatigue crack propagation. The
zones of the deposited metal and heat affected zone behaved according to the law of
Paris unlike the base metal, which showed a high data dispersion because the crack
propagated in the transverse direction of the preferential orientation and banded
microstructure of this zone, the direction and the banding of the microstructure is a
result of the forming process of the material. Also this difference in the fatigue crack
rate among each zone of study was attributed to the difference of fracture toughness of
the zones of study.
Índice
Resumen
Abstract
Lista de figuras
Lista de tablas
Introducción
I. Antecedentes Teóricos
Páginas
1.1. Tuberías de acero para conducción…………………………………………………1
1.2. Métodos de soldadura……………………………………………………………….2
1.2.1. Proceso de soldadura por arco sumergido (SAW)…………...….…….…..3
1.3. Metalurgia de soldadura...………………………………………………….……….4
1.3.1. Ciclo térmico de las juntas soldadas………………………………………5
1.3.2. Cambios dimensionales…………………………………………………...8
1.3.3. Esfuerzos residuales…...………………………………………………………...11
1.3.4. Transformaciones de fase del acero durante el proceso de soldadura...…………12
1.3.5. Control de las propiedades de las juntas soldadas.……….…………….………..15
1.4. Propagación de grietas por fatiga (PGF)...………………………………………...16
1.4.1. Etapas de la propagación de grietas por fatiga……...…………………...18
1.4.2. Descripción de la propagación de grietas por fatiga usando
el factor de intensidad de esfuerzos……………………..……….………20
1.4.3 Mecanismos de propagación de grietas por fatiga………………………..26
1.4.3.1 Modelo de deslizamiento reversible……………………………26
1.5. Superficies de fractura por fatiga………………………………………………….26
1.5.1 Características macroscópicas de la superficie de fractura por fatiga……27
1.5.2 Características microscópicas de la superficie de fractura por fatiga…….28
1.6. Variables que afectan la velocidad de crecimiento en la PGF…...………………..30
II. Desarrollo Experimental
2.1. Caracterización del material…...…………………………………………………..33
2.2. Caracterización microestructural……...…………………………………………...33
Índice
2.3. Caracterización mecánica.
2.3.1. Ensayo de tensión…..………………………………………….………...34
2.3.2. Pruebas de dureza…...…………………………………………………...34
2.4. Geometría y dimensiones de las probetas para el ensayo de PGF..……………….34
2.5. Prueba de propagación de grietas por fatiga…..…………………………………..36
2.6. Gráficas da/dN vs ΔK..……………………………………………………………38
2.7. Análisis fractográfico de las superficies de fractura……………………………….38
III. Resultados
3.1. Caracterización del material
3.1.1. Caracterización microestructural..………………………………………40
3.2. Caracterización mecánica.
3.2.1. Ensayo de tensión…..…………….……………………………………...42
3.2.2. Prueba de dureza…...…………………………………………………….43
3.3. Gráficas da/dN vs ΔK……...………………………………………………………43
3.4. Análisis fractográfico de las superficies de fractura
3.4.1. Examen macroscópico..………………………………………………….48
3.4.2. Examen microscópico……………………………………………………49
IV. Análisis de Resultados
4.1. Validación de las pruebas de propagación de grieta por fatiga……………………58
4.1.1. Comparación de las constantes de Paris de una probeta SEN
Curva y diferentes probetas estándar…………………………………….59
4.2. Influencia de la microestructura sobre las zonas de estudio durante
las pruebas de propagación de grieta por fatiga...…………………………………61
4.2.1. Metal base………………………………………………………………..61
4.2.2. Metal depositado…………………………………………………………63
4.2.3. Zona afectada por le calor………...……………………………………...64
V. Conclusiones
Bibliografía
Índice de figuras
Lista de figuras
Páginas
Figura 1. Procedimiento para la fabricación de tubos con cordón de soldadura.......................1
Figura 2. Vista general del proceso de soldadura por arco sumergido (SAW)……………….4
Figura 3. Microestructura de las juntas soldadas…...…………………………………………5
Figura 4. Superficies de fractura de un acero de alta resistencia…...…………………………7
Figura 5. Probetas utilizadas para la evaluación de la tenacidad a la fractura de un
acero………………………………………………………………………………..7
Figura 6. Microestructura típica de una junta doble soldada de un acero bajo
carbono…………………………………..………………………………………...8
Figura 7. Cambio dimensional por expansión térmica...……………………………………...9
Figura 8. Cambios de volumen durante la fusión y solidificación…………………………..10
Figura 9. Cambios dimensionales por transformación de fase………………………………10
Figura 10. Relación aproximada de las temperaturas de las juntas soldadas………………..13
Figura 11. Superficie de fractura por fatiga………………………………………………….19
Figura 12. Características macroscópicas de una superficie de fractura…………………….20
Figura 13. Patrones básicos de carga cíclica………………………………………………....22
Figura 14. Variables del ciclo de carga en fatiga…………………………………………….22
Figura 15. Caracterización de la rapidez de crecimiento de grieta por fatiga en
función de la amplitud del factor de intensidad de esfuerzos…..…………….…...25
Figura 16. Estrías a altos aumentos……………………………………………..……….…...28
Figura 17. Efecto del tamaño de grano en la PGF………………………………….…….….30
Figura 18. Efecto de la ductilidad en la PGF…………………………………………….…..30
Figura 19. Efecto del ambiente en la PGF…….…………………………………………..…31
Figura 20. Esquema de la placa extraída del tubo con costura SAW y localización de
la entalla iniciadora de grieta para cada zona de estudio………………………...35
Figura 21. Forma y dimensiones de la probeta SEN Curva no estándar
Figura 22. Probeta SEN Curva no estándar……………………………….…………………36
Figura 23. (a) Geometría y dimensiones de la probeta SEN estándar.
(b)Especificaciones para la realización de la prueba de flexión en tres
puntos………………………………………………………………………….…36
Figura 24. Aspectos de la prueba de PGF para las probetas tipo SEN Curva con carga
por flexión en tres puntos.………………………………………….………….....37
Figura 25. Colocación del extensómetro en la probeta SEN Curva…………........…………39
Índice de figuras
Figura 26. Microestructura del metal base………………………………………….…….....40
Figura 27. Microestructura del metal depositado……………………………………….…...41
Figura 28. Microestructura de la zona afecta por el calor……………………………………42
Figura 29. Velocidades de PGF en función de ΔK para la ZAC…………………………….44
Figura 30. Velocidades de PGF en función de ΔK para el MD………………………...........45
Figura 31. Velocidades de PGF en función de ΔK para el MB…...…………………………46
Figura 32. Gráfica comparativa de rapidez de crecimiento PGF para cada una de las
zonas de estudio…………………………………………………………………..47
Figura 33. Fractografía macroscópica (a) Superficie de fractura del MB (b) Superficie
de fractura del MD (c) Superficie de fractura de la ZAC…………………...........48
Figura 34. Superficies de fractura por fatiga del metal base para valores bajos de ΔK.
a) 500X b) 1500X c) 5000X…………………………………………………….52
Figura 35. Superficies de fractura por fatiga del metal base para valores medios de ΔK.
a) 500X b) 1500X c) 5000X……………………………………………………..53
Figura 36. Superficies de fractura por fatiga del metal base para valores altos de ΔK.
a) 500X b) 1500X c) 5000X………………………………………………...........53
Figura 37. Superficies de fractura por fatiga del metal depositado para valores bajos de
ΔK. a) 1500X b) 5000X c) 10000X………………………………………………54
Figura 38. Superficies de fractura por fatiga del metal depositado para valores medios
de ΔK. a) 1500X b) 5000X c) 10000X
Figura 39. Superficies de fractura por fatiga del metal depositado para valores altos
de ΔK. a) 1500X b) 5000X c) 10000X……………………………………...........55
Figura 40. Superficies de fractura por fatiga de la zona afecta por el calor para valores
bajos de ΔK. a) 500X b) 1500X c) 5000X………………………………………..55
Figura 41. Superficies de fractura por fatiga de la zona afecta por el calor para valores
medios de ΔK. a) 500X b) 1500X c) 5000X……………………………………..56
Figura 42. Superficies de fractura por fatiga de la zona afecta por el calor para valores
altos de ΔK. a) 500X b) 1500X c) 5000X………………………………………..56
Figura 43. Clivaje observado a valores medios de ΔK en la zona del metal
depositado tomado a 1000X………..……………………………………………57
Figura 44. Microestructura del borde de la grieta de la zona del meta base vista en el
MEB………………………………………..…………………………………….62
Índice de figuras
Figura 45. Microestructura del borde de la grieta de la zona del metal depositado vista en el
MEB…………………………………………………………………....………...64
Figura 46. Microestructura del borde de la grieta de la zona afectada por el calor vista en el
MEB……………………………………………………………………………...65
Índice de tablas
Lista de tablas
Páginas
Tabla 1. Composición química de un acero grado 483.…..……………………..……..13
Tabla 2. Propiedades mecánicas de las zonas de una junta soldada para un acero...…..14
Tabla 3. Diferentes tipos de ciclo de carga...…………………………………………...23
Tabla 4. Propiedades mecánicas de la zona de estudio...………………………………42
Tabla 5. Valores de dureza para cada zona de estudio…...…………………………….43
Tabla 6. Constantes de Paris para las diferentes zonas de estudio……...……………...48
Tabla 7. Valores para el cálculo del tamaño de la zona plástica (rp)…...………………59
Tabla 8. Evaluación de PGF para diferentes tipos de probetas...………………………59
Tabla 9. Tenacidad a la fractura para las zonas de estudio..…………………………...60
Introducción
Introducción
En los últimos años han sido documentados diversos casos de fractura en ductos de transporte de
hidrocarburos, los cuales han ocurrido principalmente en soldaduras longitudinales tipo SAW de
tubos de acero API 5L. Muchas de estas fallas se han presentado durante la operación de dichas
líneas, con la consecuente suspensión del servicio. Desafortunadamente, en la actualidad no se
cuenta con suficiente información que permita predecir la vida en fatiga de las uniones soldadas
de tubos API 5L con costura por soldadura de arco sumergido conocido por sus siglas en inglés
SAW (Sumergid Arc Welding) y tomar así las medidas preventivas para este tipo de fallas de
manera oportuna.[1,2]
Debido a lo anterior, ha surgido un interés especial en estudiar el comportamiento de fatiga en
soldaduras tipo SAW, basándose en los principios de la Mecánica de Fractura. Uno estos
enfoques es el uso de la ecuación de Paris, que relaciona la rapidez de propagación de grietas por
fatiga, da/dN, y la amplitud del factor de intensidad de esfuerzos, ΔK; al integrar
matemáticamente la ecuación de Paris puede determinarse el tiempo de crecimiento de una grieta
por fatiga.
En este trabajo de investigación se evaluó la propagación de grietas por fatiga (PGF) en probetas
curvas no estandarizadas con orientación corta radial CR, de acuerdo a la norma ASTM E 399, la
probeta no estandarizada es similar a las probetas de flexión en tres puntos con entalla sencilla
por sus siglas en inglés SEN (Single Edge Notched) y contiene la soldadura longitudinal tipo
SAW de un tubo de acero API 5L, la cual permite evaluar tanto el metal depositado como el
metal base y la zona afectada por el calor; esto con la finalidad de determinar la función de
rapidez de crecimiento de grieta por fatiga (da/dN vs. ΔK).
La razón de probar este tipo de probeta es porque las probetas estandarizadas como la probeta
compacta por sus siglas en inglés CT (Compact Testing) no es factible de ensayar en la dirección
CR, debido a la falta de material para su maquinado. De la misma manera, con la probeta
Introducción
estándar tipo SEN, para realizar la prueba, se requeriría de un maquinado extenso o del aplanado
de la placa obtenida del tubo.[3, 4]
La ventaja del uso de probetas SEN Curvas no estandarizadas es el hecho que no se modifica la
geometría original del tubo de prueba, así como tampoco se alteran las propiedades mecánicas del
material.
Adicionalmente, se realizó un estudio del efecto de la microestructura en la propagación de
grietas por fatiga tanto para el metal base (MB), el metal depositado (MD) y la zona afectada por
el calor (ZAC) y se analizaron las características fractográficas.
Por lo tanto el objetivo de este trabajo de investigación es estudiar el comportamiento en fatiga de
soldaduras longitudinales tipo SAW en un tubo de acero API 5L, basados en los principios de la
Mecánica de Fractura Lineal Elástica para determinar la rapidez de propagación de grietas por
fatiga en la soldadura longitudinal tipo SAW tanto del metal base (MB), el metal depositado
(MD) y la zona afectada por el calor (ZAC) mediante el uso de probetas SEN Curvas no estándar
y de esta manera obtener las constantes de la ecuación de Paris C y m. además se realizará un
estudio de las características fractográficas para conocer la interacción de la microestructura con
las zonas a estudiar mediante microscopia electrónica de barrido.
Antecedentes Teóricos
I. Antecedentes Teóricos.
1.1. Tuberías de acero para conducción.
Durante muchos años el uso de tuberías para diferentes aplicaciones, ha generado que
regularmente se fabriquen tubos con materiales especificaciones adecuadas. Por ejemplo
los aceros aleados son utilizados en la transportación de fluidos con presión y sobre
todo en la industria del petróleo.
Los aceros aleados son esencialmente aleaciones de hierro al carbono que contienen al
menos un tercer elemento, en proporción suficiente para obtener una modificación
sensible de una propiedad o del conjunto de las propiedades del acero. Algunos
elementos que contiene como mejora hacia sus propiedades son: el silicio, manganeso,
azufre, fósforo, molibdeno, titanio y otros en proporciones tan pequeñas como sea
posible dependiendo de la aplicación. Siendo estos materiales buenos para la fabricación
de la tubería sin costura y con costura en la industria del petróleo; presentando notables
propiedades mecánicas.[5]
La transportación de hidrocarburos a través de ductos es una parte primordial en la
industria petrolera. Los ductos transportan de manera segura materia prima para
refinerías, así como los productos obtenidos de estas a los mercados de consumo. Los
ductos históricamente han sido medios más seguros de crudo, gas natural, gasolinas y
condensados. Sin embargo, las fallas ocurridas en estos componentes han propiciado el
aumento de su estudio e investigación de estos sistemas, en particular, donde las
ciudades han crecido y estas se encuentran ubicadas sobre las líneas de conducción de
hidrocarburos.
Los tubos sin costura se han ideado una serie de procedimientos de fabricación, como es
el procedimiento laminar de cilindros oblicuos (Mannesmann), donde el lingote macizo
de acero es empujado helicoidalmente en sentido axial por dos cilindros de trabajo
bicónico, contra un mandril o punzón que abre el material, después se estira la pieza
hueca en el tren laminador de paso de peregrino, al terminar la fabricación se genera un
tubo sin costura, el cual soporta presiones elevadas, pero no se emplean con frecuencia
en la industria del petróleo debido a su elevado costo.
1
Antecedentes Teóricos
Los tubos soldados, se obtienen hoy mediante diversos procedimientos que les
confieren un alto grado de calidad. Como primera operación se introduce el rollo de
acero a la línea de corte (Slitter) para su corte lateral, a fin de obtener el ancho necesario
para el desarrollo del tubo y una orilla libre de defectos. Estos son conformados
mediante el tren de laminación enrrollador, en el cual mediante varios procesos se le da
la forma de tubo ranurado, este tubo con ranura longitudinal se hace pasar por una
sección de eléctrodos de cobre en rotación que lo sueldan mediante diversas técnicas
como la soldadura por arco sumergido SAW[6]. Este procedimiento se muestra en la
figura 1.
Figura 1. Procedimiento para la fabricación de tubos con cordón de soldadura.
1.2. Métodos de soldadura.
Los metales pueden efectivamente, unirse de muy diversa maneras, excluyendo aquellos
métodos en que se utilizan remaches, pernos, tornillos o adhesivos. Existen una gran
variedad de métodos en uso para unir metales por fusión, con o sin la adición de metales
auxiliares, cuya lista es la siguiente:
2
Antecedentes Teóricos
•
Métodos de soldadura a presión.
1. Soldadura de martillo a la fragua.
2. Soldadura al gas de agua.
3. Soldadura de resistencia eléctrica (a tope, por puntos, de costura o por
quemado).
4. Soldadura aluminio-térmica.
•
Métodos de soldadura de fusión.
1. Soldadura eléctrica al arco (con electrodo metálico o de carbón).
2. Soldadura eléctrica en gas (arco-atómico).
3. Soldadura autógena (oxiacetilénica o de hidrógeno y oxígeno)[7]
1.2.1. Proceso de Soldadura por Arco Sumergido (SAW).
Los tubos soldados se obtienen hoy mediante diversos procedimientos que les confiere
un alto grado de calidad. En particular, los tubos con soldadura de arco sumergido
(SAW), se emplean en una gran variedad de aplicaciones industriales, en las que se
puede mencionar la fabricación de recipientes a presión, tuberías, miembros de
estructuras que requieren soldaduras de gran longitud o para producir ensambles que
incluyen la producción en serie y soldaduras repetitivas. También se emplean
ampliamente para hacer depósitos de recubrimientos duros e inoxidables.
En el proceso de soldadura de arco sumergido se emplea un fundente granuloso en
cantidad suficiente, el arco es iniciado entre el material base a ser soldado y la punta de
un electrodo consumible, los cuales son cubiertos por una capa de un fundente
granuloso. El arco es, por consiguiente, escondido en esta capa densa de fundente
granuloso en donde una parte de este fundente se usa para formar una cubierta
protectora sobre el cordón de soldadura fundido y de esta manera proporciona
desoxidantes y limpiadores de impurezas para mejor la calidad del metal fundido, como
se observa en la figura 2.[8]
3
Antecedentes Teóricos
Electrodo
Flux
Placa
Cordón de
Soldadura
Conexión a
tierra
Figura 2. Vista general del proceso de soldadura por arco sumergido (SAW).
La soldadura es formada de manera uniforme, con una alta deposición en donde se usan
alambres de hasta 3/16 de diámetro y altas corrientes que son suministradas por una
fuente de poder de voltaje constante de alta capacidad que puede ser AC o DC, según el
proceso, y que una vez arreglado y establecido puede ejecutar soldaduras de alta calidad
y con una producción alta.[9]
1.3. Metalurgia de la soldadura.
En las operaciones de soldadura por fusión, con o sin metal de aporte, las partes
soldadas son sometidas a un ciclo térmico que consta de las siguientes etapas:
1. Calentamiento localizado muy rápido de los metales. (metal base y de aporte)
2. Formación de una zona o charco de metal fundido.
3. Enfriamiento rápido del conjunto, metal base y de soldadura.
4. Gradientes de temperatura a lo largo de toda la junta soldada.
Durante las operaciones de soldadura ocurren fenómenos metalúrgicos tales como la
fusión, reacciones de gases (nitrógeno, oxígeno e hidrógeno) con el metal líquido,
reacciones de fases liquidas no metálicas con el metal fundido, interacciones de fases
líquidas y sólidas, solidificación, segregación y reacciones en estado sólido.
4
Antecedentes Teóricos
Las características del ciclo térmico de soldadura y los fenómenos que ocurren durante
ésta influyen en gran medida en la microestructura, propiedades y sanidad de las
uniones soldadas.
1.3.1. Ciclo térmico de las juntas soldadas.
Al efectuarse las operaciones de soldadura, las juntas experimentan un ciclo de
calentamiento enfriamiento en el que sus diferentes partes se ven sometidas a un amplio
intervalo de temperatura, que oscilan desde temperaturas superiores a la fusión, en el
metal de soldadura, hasta prácticamente temperatura ambiente, en el metal base,
pasando por el intervalo de transformación. La figura 3 muestra las partes de una junta
soldada.
Figura 3. Microestructura de las juntas soldadas.
La porción del metal base que no se funde durante el proceso de soldadura, pero que es
calentada a temperaturas en las que se alteran la microestructura y las propiedades
mecánicas del metal base, es llamada zona afectada térmicamente o por el calor (ZAC).
La resistencia mecánica y la tenacidad de la zona afectada por el calor depende del tipo
del metal base, del proceso y el procedimiento de soldadura usados. Los metales base en
los que más se influye la soldadura son aquellos cuya ZAC se ve sometida a recocido o
endurecimiento por ciclos térmicos que involucran altas temperaturas.
Desde el punto de vista del tipo del metal base, el efecto del calor de soldadura sobre la
ZAC puede describirse en términos de la siguiente clase de aleación que puede ser
soldada. Los metales bases endurecidos por solución sólida (aleación), normalmente
5
Antecedentes Teóricos
presentan pocos problemas en la zona afecta por el calor y si no sufren transformaciones
en el estado sólido, el efecto del ciclo térmico es pequeño y las propiedades de la ZAC
son afectadas muy poco, aunque hay crecimiento de grano (debido a que son sometidas
a temperaturas de recocido) cerca de la línea de fusión, pero esto no afecta
significativamente las propiedades mecánicas, si la zona de grano grueso consta de una
franja de sólo unos cuantos granos.
Ejemplo de este tipo de metales base son las aleaciones de aluminio, las aleaciones de
cobre, los aceros de bajo carbono laminados en caliente y los aceros inoxidables
austeníticos y ferríticos.
En años recientes se ha evaluado la resistencia mecánica de las estructuras soldadas en
la zona afectada por el calor (ZAC). En donde la junta soldada en aceros muestra un
gradiente de microestructura en la línea de fusión. Este estudio se enfoca con la
correlación entre el cambio de la microestructura y las características de fractura en la
ZAC tanto en la costura y la circunferencia soldadas para tuberías de acero API
5LX65.[10]
Así también se obtuvieron valores de energía de impacto en la zona circunferencial
soldada de la ZAC, obteniendo valores muy bajos en la línea de fusión pero esta se
incrementa cuando se aleja de la línea de fusión. En la zona longitudinal soldada de la
ZAC no fue posible encontrar valores de energía de impacto Charpa.[10]
Además, se han realizado estudios[11] para evaluar la tenacidad a la fractura de la zona
afectada por el calor (ZAC) en la costura soldada por el proceso de soldadura por arco
metálico protegido por sus siglas en inglés SMAW (Shielded Metal Arc Welding)
para tuberías de alta resistencia a bajas temperaturas (-10° C y -30° C), concluyendo que
en la costura soldada de la ZAC se tienen valores muy bajos de tenacidades debido a la
anisotropía que presenta esta zona, en la figura 4 se observan las superficies de fractura,
así como las probetas utilizadas para la realización de la prueba (figura 5).
6
Antecedentes Teóricos
Figura 4. Superficies de fractura de un acero de alta resistencia
Figura 5. Probetas utilizadas para la evaluación de la tenacidad a la fractura
de un acero.
Así mismo, se ha estudiado la microestructura y las propiedades mecánicas en uniones
soldadas circunferenciales por el proceso de gas arco metálico por sus siglas en inglés
GMAW (Gas Metal Arc Welding) para aceros tubería de diferentes grados.[12] En la
figura 6 se observa las microestructuras de este tipo de soldadura.
7
Antecedentes Teóricos
Figura 6. Microestructura típica de una doble junta soldada de un acero
bajo carbono.
1.3.2. Cambios dimensionales.
Los cambios de temperatura que ocurren durante el proceso de soldadura son rápidos,
localizados y heterogéneos. Las diferentes partes de las juntas soldadas se calientan y
enfrían a temperaturas y velocidades diferentes y cada región se expande y contrae a su
propia velocidad. Debido a esta falta de uniformidad en la expansión y contracción, se
generan esfuerzos residuales en las juntas, estos esfuerzos pueden ser lo suficientemente
severos para producir deformaciones y aún grietas en el metal de soldadura fundido y en
la ZAC.
Los metales, al soldarse, sufren las tres formas básicas de cambios dimensionales que
describen a continuación:
1. Expansión térmica. Casi todos los materiales se expanden al calentarse. La
expansión volumétrica se describe comúnmente en términos lineales y son más
convenientes para fines de medición. La cantidad de expansión (L) puede
calcularse con las siguientes formulas:
8
Antecedentes Teóricos
ΔL = Lo α ΔT
Lf = Lo (1 + α ΔT)
Donde:
ΔL = cambio de longitud (cm.)
α = coeficiente de expansión térmica (cm/cm º C-1)
ΔT = incremento de temperatura
Lo = longitud inicial (cm.)
Lf = longitud final (cm.)
Esta ecuación es valida sólo dentro de un límite de temperaturas o mientras no haya
cambios de fase o de estado.
El grado con que ocurre la expansión y la contracción es una función de la temperatura
y se expresa por medio del coeficiente de expansión térmica (α). Este comportamiento
se ilustra en la figura 7.
Figura 7. Cambio dimensional por expansión térmica.
2. Cambios de volumen durante la fusión y solidificación (Figura 8). Estos se
deben a que durante los cambios de fase del sólido al líquido y viceversa, se
origina un incremento o una disminución de las distancias entre los átomos.
9
Antecedentes Teóricos
Figura 8. Cambios de volumen durante la fusión y solidificación.
3. Cambios dimensionales por transformación de fases. Las transformaciones de
fase de las aleaciones generalmente están asociadas con cambios de volumen.
Estos cambios se deben a que el “empaquetamiento” de los átomos cambia de
una estructura cristalina a otra. El fierro a cambiar de la fase γ (austenita,
estructura cúbica centrada en las caras) a la fase α (cúbica centrada en el cuerpo)
presenta un aumento de volumen. También hay incremento de volumen
(aproximadamente de 4.3%) asociada con la transformación de austenita a
martensita. Este comportamiento se observa en la figura 9.
Figura 9. Cambios dimensionales por transformación de fase.
10
Antecedentes Teóricos
1.3.3. Esfuerzos residuales.
Las contracciones que ocurren a lo largo de las juntas soldadas, durante la fase de
enfriamiento del ciclo térmico de soldadura se desarrollan a diferentes velocidades y
varían en magnitud en cada región de las juntas, por lo que originan esfuerzos residuales
en estas.
Los esfuerzos residuales son definidos como aquellos que están presentes en los
materiales sin que estén sujetos a cargas externas o gradientes térmicos. Estos esfuerzos
pueden ser de una magnitud suficiente para provocar, en las partes soldadas,
deformación, agrietamiento y disminución de las propiedades mecánicas tales como la
resistencia a la tensión, tenacidad y resistencia mecánica a bajas temperaturas.
Los factores que influyen en los esfuerzos residuales son: grado de restricción de las
juntas, diferencia de los coeficientes de expansión térmica de los metales soldados,
secuencia de soldadura, el calor total aportado y la velocidad de enfriamiento.
En el caso de una unión soldada, en la zona afectada por el calor (ZAC), la tensión de
compresión tiende a superar la de fluencia a esa temperatura, pero en ningún momento
lo logra. El proceso inverso ocurre durante el enfriamiento en condiciones de
movimiento restringido, las zonas que se vieron durante la deformación plástica en
caliente, resultan cortas para ocupar los nuevos espacios alcanzados y aparecen
entonces tensiones térmicas. Al alcanzarse la temperatura ambiente habrán quedado
tensiones térmicas permanentes de tensión cuyo valor es del orden del límite de
fluencia del material.[13]
Los esfuerzos residuales pueden eliminarse en proporción considerable mediante el
empleo del tratamiento térmico posterior a la soldadura conocido como alivio o
relevado de esfuerzos, mismo que, en algunos casos, por requisitos de contrato o de las
normas aplicables es obligatorio.[14]
11
Antecedentes Teóricos
1.3.4. Transformaciones de fase del acero durante el proceso de soldadura.
Las regiones de la zona afectada por el calor (ZAC) en los aceros que se endurecen por
transformaciones de fase durante la soldadura, así como, su relación con las
temperaturas pico alcanzadas y el diagrama Fe-C, se muestran en la figura 10.
La región 1 de la ZAC de la figura 10, es la más próxima a la línea de fusión y contiene
un grano grueso que creció rápidamente debido al calentamiento a temperaturas
cercanas a la de fusión; el tamaño de grano grueso aumenta la templabilidad, de manera
que esta región puede transformarse rápidamente en martensita durante el enfriamiento.
La región 2 se austenitiza, pero la temperatura que alcanza es demasiado baja para
producir crecimiento de grano, por lo que su templabilidad no se incrementa
significativamente, pero aun puede transformarse en martensita, si la velocidad de
enfriamiento es suficientemente rápida o si el contenido de aleación es suficientemente
alto.
En la región 3, algunos granos se transforman en austenita y el tamaño de grano es muy
fino. En la región 4 no ocurre transformación austenita, pero los granos de ferrita se ven
sometidos a un efecto de revenido por el calor de soldadura. El calor aportado por paso
influye en forma directa en la velocidad de enfriamiento, por lo que determina los
productos finales de transformación y en el ancho de cada región de la ZAC.
12
Antecedentes Teóricos
Figura 10. Relación aproximada de las temperaturas en las juntas soldadas.
Debido a que la martensita de alto contenido de carbono es dura y frágil, puede crear
problemas de alta dureza y agrietamiento en la ZAC. La martensita por si sola,
generalmente no provoca agrietamiento, pero si contiene hidrógeno disuelto o esta
sometida a esfuerzos residuales altos y por ello es probable la aparición de grietas.
En la siguiente tabla se muestran los valores promedio de las propiedades mecánicas de
las diferentes zonas de una junta soldada, así como la composición química de un acero,
el cual fue tomado como referencia bibliográfica.[15]
Tabla 1. Composición química de un acero grado 483.
%
483
C
Mn
Mo
Nb
Ti
YS
UTS
Elong
0.040
1.65
0.20
0.07
0.02
540
634
42
13
Antecedentes Teóricos
La dureza de la ZAC es una función del contenido de carbono en el metal base y cuando
el contenido de carbono aumenta, se incrementa la susceptibilidad al agrietamiento y la
dureza, disminuyendo la tenacidad a la fractura.
Tabla 2. Propiedades mecánicas de las zonas de una junta soldada para un acero.
Dureza (HV – 1kg)
Metal base
Zona afectada por el calor
Metal soldado
225
230
249
En el caso de los tratamientos térmicos, el acero es mantenido a la temperatura
establecida durante un tiempo suficiente para disolver los carburos y desarrollar una
estructura austenítica homogénea con tamaño de grano relativamente uniforme,
mientras que en el ciclo térmico de soldadura, las temperaturas pico de austenización
varían desde aproximadamente el punto de fusión hasta la temperatura crítica inferior y
la duración de este ciclo es muy corta con respecto a la duración de los ciclos de
tratamiento térmico.
Por otra parte a temperaturas pico cercanas a línea de fusión, la difusión es más rápida y
los átomos de soluto (principalmente de carbono) se dispersan uniformemente en la
austenita y el grano austenitico crece. A temperaturas pico ligeramente superiores a la
inferior de transformación de la austenita, los carburos no pueden disolverse
completamente en ésta y los átomos de soluto que no se disolvieron debido a la
temperatura relativamente baja no pueden difundirse lejos del sitio original del carburo.
Así la austenita en las regiones de temperatura pico inferior, contienen áreas con alto
contenido de aleación y otras áreas con bajo contenido de éstas y la austenita en esta
zona es de grano fino.
Después de las consideraciones anteriores, es obvio que para obtener las
microestructuras y propiedades deseadas en las juntas soldadas es necesario controlar la
velocidad de enfriamiento durante el ciclo térmico de soldadura.[16]
14
Antecedentes Teóricos
1.3.5. Control de las propiedades de las juntas soldadas.
Debido a lo expuesto anteriormente, a fin de tener soldaduras con propiedades
mecánicas deseadas (resistencia a la tensión, tenacidad a la fractura, ductilidad, dureza y
resistencia a la corrosión) y libres de condiciones indeseables (distorsión, esfuerzos
residuales excesivos, defectos tales como grietas, rayones, entallas, etc.) es necesario,
entre otros factores, controlar la velocidad d enfriamiento; tal control puede ejercerse
por medio de las siguientes variables de soldadura:
Precalentamiento. Se define como la temperatura de precalentamiento del metal base en
el volumen que rodea el punto a soldar inmediatamente antes de que se inicie la
soldadura. Generalmente en los procedimientos se especifica la temperatura mínima de
precalentamiento, aunque en algunos casos también el límite máximo.
El precalentamiento disminuye la velocidad de enfriamiento, por lo que se puede evitar
la formación de martensita y se previene y minimiza el agrietamiento; también reduce
las variaciones de temperatura y los cambios dimensionales de expansión y contracción,
con lo que se reducen los esfuerzos residuales.
Calor aportado. Es la energía calorífica que se introduce en la junta soldada en cada
paso de soldadura e influye de manera directamente proporcional en la velocidad de
enfriamiento. Para soldadura con arco, el calor aportado puede calcularse fácilmente por
medio de la siguiente formula:
H = EI(60)/V
Donde:
H = Calor aportado (Joules/pulgada)
E = Voltaje del arco (Volts)
I = Corriente de soldadura (Amperes)
V = Velocidad del arco (Pulgadas/min.)
El propósito de las consideraciones anteriores es ilustrar de manera cualitativa la
influencia que el precalentamiento y el calor aportado tienen sobre la velocidad de
enfriamiento, la microestructura, y las propiedades mecánicas de las juntas soldadas y
15
Antecedentes Teóricos
hacer énfasis en el sentido de que estas variables deben ser controladas de manera
rigurosa, dentro de los intervalos establecidos en las especificaciones de procedimientos
de soldadura calificados.[14]
1.4. Propagación de Grietas por Fatiga.
La fatiga es la disminución de la resistencia de un material debido a esfuerzos
repetitivos, que pueden ser mayores o menores que la resistencia de cedencia del
material.[17, 18] Es un fenómeno común en componentes sujetos a cargas dinámicas como
son: partes de autos, aviones, álabes de turbinas, resortes, cigüeñales y demás
maquinaria, que están sujetos en forma constante a cargas repetitivas en forma de
tensión, compresión, flexión, vibración, dilatación térmica y contracción. Esos esfuerzos
con frecuencia son menores que la resistencia de cedencia del material. Sin embargo,
cuando el esfuerzo se aplica con una cantidad suficiente de veces, causa la falla por
fatiga.
La posibilidad de falla por fatiga es la razón principal por la cual los componentes de
aviones tienen una duración de vida finita. La fatiga es un fenómeno interesante, porque
el esfuerzo aplicado puede no rebasar el esfuerzo de cedencia del material.[19]
La fatiga es un fenómeno reconocido desde los principios del uso de maquinarias y
estructuras metálicas a gran escala a mediados del siglo XIX. La fractura aparentemente
frágil de las piezas que fallan por fatiga, en aquel tiempo se interpreto como una
“cristalización” del metal durante el uso que lo volvía frágil como el vidrio y hacia que
fracturara bajo cargas o impactos súbitos; pero gracias a las investigaciones de Wohler
(1860), se supo que la fatiga no alteraba las propiedades del material, sino que era un
proceso de agrietamiento paulatino producido por la acción de cargas repetitivas,
introduciendo formalmente el concepto de fatiga.
Actualmente se sabe que la fatiga ocurre en prácticamente todos los materiales de
ingeniería. A pesar de los grandes avances en su estudio, aun no es completamente
entendida y muchas investigaciones son realizadas con el propósito de predecir la vida
en fatiga, desarrollar materiales resistentes a ella y comprender mejor su mecanismo.[15]
16
Antecedentes Teóricos
Para que la fatiga ocurra es necesario que se cumplan tres condiciones; si alguna de
estas tres condiciones no se presenta, el proceso de fatiga no ocurre. Las tres
condiciones son:
1. Un esfuerzo de tensión, suficientemente alto pero menor que la resistencia
última del material.
2. Una variación o fluctuación del esfuerzo mayor a un valor dado denominado
límite de fatiga.
3. Un número suficientes de carga.
Existen muchas situaciones en las que la fatiga es posible, ya que es muy probable tener
las tres condiciones presentes; de hecho en las situaciones donde el proceso de fatiga no
ocurre, no es porque falte alguna de las condiciones, sino que su magnitud no es
suficiente para provocar el fenómeno.
Dicho en otras palabras, lo importante en fatiga no es tanto si ésta ocurrirá o no
(teóricamente siempre va ocurrir), sino en cuanto tiempo o número de ciclos se
presentará y si ese tiempo o número de ciclos es mayor que la vida esperada de servicio
del componente. Lo anterior hace que la fatiga sea evaluada en términos del tiempo o
número de ciclos que tarda en ocurrir la fractura final, definiendo esa cantidad como la
vida en fatiga.[20]
La fatiga es afectada por una amplia variedad de factores, en los que sobresalen:
1. El ambiente
2. La magnitud de las cargas
3. Concentración de esfuerzos
4. Microestructura
5. Historia de carga
6. Acabado superficial
7. Propiedades mecánicas.
17
Antecedentes Teóricos
1.4.1. Etapas de la Propagación de Grietas por Fatiga.
La fatiga es un fenómeno complejo y de hecho no existe un mecanismo único de
propagación de grietas por fatiga, aunque se reconoce que la fractura por fatiga
transcurre en tres etapas, las cuales son perfectamente distinguibles y a continuación se
mencionan:
Etapa I Nucleación de grietas. También es llamado etapa de “daño interno” y se
presenta en ausencia de concentradores de esfuerzos. En esta etapa la deformación
cíclica produce una alteración de la subestructura de dislocaciones que conducen a la
formación de discontinuidades geométricas que posteriormente se desarrollan como
grietas. La extensión de esta etapa depende de la amplitud de esfuerzos; amplitudes de
esfuerzos bajas, nucleación de grietas puede significar hasta el 90 % de la vida en fatiga
del componente.[20]
Las características más sobresalientes en esta etapa son que generalmente no hay
distinción entre el mecanismo de iniciación y propagación lenta de grietas. La fractura
tiende hacer cristalina con combinaciones de modo I y II, esta fuertemente influenciada
por el esfuerzo y la microestructura. Generalmente el micromecanismo de propagación
es por movimiento local de dislocaciones.[21]
Etapa II Propagación de grietas. Para la mayoría de los casos reales, la fatiga transcurre
como la propagación de una grieta estable en el material, ya sea por la presencia de
concentradores de esfuerzos o porque la nucleación de grietas es acelerada por algún
medio. En esta etapa la fractura ocurre por un mecanismo particular asociado con la
deformación cíclica de la punta de la grieta, mientras que la deformación del resto de la
pieza puede ser elástica.[20]
Se presenta una fractura no cristalina transgranular y perpendicular al esfuerzo principal
máximo. El mecanismo de propagación es por deformación cíclica. Es fuertemente
influenciado por el ambiente. Se le denomina propagación estable, porque la grieta se
puede acelerar, retardar, detener o mantener una rapidez de propagación constante en
relación directa con los cambios del factor de intensidad de esfuerzos.[21]
18
Antecedentes Teóricos
Etapa III Propagación inestable o fractura final. Cuando la grieta está próxima a
alcanzar su tamaño crítico, la fractura comienza a ocurrir por una combinación de fatiga
(es decir, deformación cíclica de la punta de la grieta) y formas de fractura estática,
como la fractura por clivaje o por coalescencia de huecos. En esta etapa la falla es
controlada por la tenacidad a la fractura del material y con una gran influencia de la
microestructura y del estado de esfuerzos[20].
Esta etapa culmina con la ruptura final por el mecanismo predominante de fractura
estática (clivaje, desgarramiento dúctil y decohesión).[21]
En la figura 11 se observa un esquema de una superficie de fractura por fatiga en una
flecha de acero, mostrando la región de inicio, la propagación de la grieta y la ruptura
final del componente.
Figura 11. Superficie de fractura por fatiga.
Las superficies de fractura en cada una de las tres etapas son claramente distinguibles
tanto a nivel macroscópico, como microscópico. El mecanismo de propagación de la
grieta en cada etapa es diferente, por lo general, y esto hace que las zonas de fractura en
cada etapa aporten importante información sobre el origen y secuencia de propagación
de la fractura, así como el efecto de variables externas (el medio ambiente, el patrón de
cargas, etc.).
19
Antecedentes Teóricos
La fractura final por lo general se caracteriza por presentar una superficie rugosa y con
un labio de corte. En la figura 12 se muestra un esquema de una fractura típica por
fatiga.
Marcas de
playa
Fractura fibrosa
Reborde final de corte
Frente de
avance de
grieta
Bordes
radiales
Textura rugosa
(propagación rápida)
Origen
Textura fina
(propagación lenta)
Figura 12. Características macroscópicas de una superficie de fractura por fatiga.
1.4.2. Descripción de la Propagación de Grietas por Fatiga usando
el factor de intensidad de esfuerzos.
Las investigaciones que tuvieron un papel decisivo acerca del uso del factor de
intensidad de esfuerzos en el análisis de la propagación de grietas por fatiga (PGF),
fueron las realizadas por Paris.[22] Generalmente se acepta que la publicación de Paris y
Erdogan[23] en 1963 fue determinante en el desarrollo de los estudios de propagación de
grietas por fatiga. Ellos analizaron los datos de crecimiento de grieta por fatiga de una
pieza rectangular con una grieta central de una aleación de aluminio de alta resistencia
bajo dos tipos diferentes de condiciones de carga. Una condición fue una tensión
pequeña, la otra condición una fuerza concentrada actuando sobre la superficie de la
grieta. Cuando la carga es constante y cíclica, se observa en la primera condición que el
valor de K se incrementa con la longitud de de la grieta. Los datos reportados por Paris
y Erdogan fueron fundamentados por un ΔK, como la fuerza motriz del agrietamiento
por fatiga.
20
Antecedentes Teóricos
La pregunta principal que se relaciona con la PGF es: cuanto tarda para que el
crecimiento de grieta de un tamaño inicial alcance un tamaño máximo permisible, por
ejemplo, el tamaño de grieta con el cual fallará un componente o estructura que es
exactamente lo que se quiere evitar. Hay tres aspectos a considerar antes de responder a
estas tres preguntas:
1. El tamaño inicial de la grieta (ai )
2. El tamaño de la grieta crítico o máximo permisible (ac )
3. El período de crecimiento de grieta entre ai y ac
El tamaño inicial de grieta ai , corresponde al tamaño mínimo que puede ser detectado
usando técnicas de inspección no destructivas.
El tamaño máximo de grieta permitido, ac, puede ser determinado, al menos al principio
usando análisis de mecánica de fractura lineal elástica (MFLE), o mecánica de fractura
elástico plástica (MFEP), donde el parámetro que caracteriza la resistencia al PGF, se
define en términos del valor crítico del factor de intensidad de esfuerzos, KIC; que es
una propiedad del material conocida como tenacidad a la fractura y que es
independiente del tamaño y geometría del componente. En otras palabras la falla
catastrófica de un material agrietado ocurre cuando el factor de intensidad de esfuerzos
llega a un valor crítico.
El tercer aspecto requiere conocimientos de la rapidez de propagación de grietas por
fatiga. Esto es porque los componentes y estructuras reales contienen ciertas
discontinuidades (vacíos, defectos, heterogeneidades, etc.) que sirven de sitios de
iniciación de microgrietas cuyo crecimiento las lleva a un tamaño suficientemente
grande para aplicar la mecánica de fractura, pero demasiado pequeño para su detección.
La forma de ciclo de carga, es la primera variable mecánica importante dentro de la
fatiga, ya que determina la magnitud y rapidez de deformación en la punta de la grieta.
21
Antecedentes Teóricos
Como ya se dijo la carga puede ser cíclica, fluctuante o aleatoria y se reconocen los
siguientes patrones básicos, como los que se muestran en la figura 13.[21]
Figura 13. Patrones básicos de carga cíclica.
En las tres etapas, la rapidez de propagación de la grieta depende de la amplitud de la
variación de los esfuerzos en la punta de la grieta (figura 14) el cual, como ya se sabe,
en condiciones lineal-elásticas depende del factor de intensidad de esfuerzos K durante
un ciclo de carga, K varía sobre un intervalo ΔK, definido como:[24]
ΔK = K max − K min
(1)
1/frecuencia
ΚMax
Amplitud Δσ
K
Tiempo
ΚMin
Figura 14. Variables del ciclo de carga en fatiga.
22
Antecedentes Teóricos
La forma general de K, según la mecánica de fractura lineal elástica es:
K = Pβ πa
(2)
Donde P es la carga, a es el tamaño de grieta y β es un factor geométrico. Como K
depende linealmente de la carga:
ΔP = Pmax − Pmin
(3)
Δ K = Δ P β πa
(4)
Entonces:
Si la amplitud de carga es constante, el ciclo de carga queda completamente definido
con la relación de cargas:
R = Pmin Pmax
(5)
R = K min K max
(6)
Desde el punto de vista mecánico, la principal característica de la fatiga, es el tipo de
ciclo de carga. Este puede variar dependiendo de la relación R que representa el
esfuerzo promedio, de la frecuencia y de la forma de variación de carga.
Tabla 3. Diferentes tipos de ciclo de carga.
Tipo de ciclo
Valor de R
Tensión-Tensión
0<R<1
Tensión-Compresión
-α < R < 0
Tensión-Compresión completamente reversa
R = -1
Compresión- Compresión
R>1
23
Antecedentes Teóricos
La velocidad de propagación de grietas por fatiga (da/dN), se puede determinar
experimentalmente en especimenes agrietados, a los que se les aplica ciclos repetidos de
carga de amplitud constante; mediante la ecuación 4 se conoce la amplitud del factor de
intensidad de esfuerzos, ΔK. Obteniendo el valor de ΔK y utilizando la ecuación de
Paris (que más adelante se define), se determina la PGF.
El periodo en que la grieta se propaga a una rapidez que es proporcional a la amplitud
del factor de intensidad de esfuerzos es el de mayor interés en ingeniería, ya que la
experiencia ha demostrado que la mayor parte de la vida útil de un componente sujeto a
condiciones de fatiga transcurre con una grieta propagándose a velocidad lenta. En la
práctica se dice que durante la etapa de propagación transcurre aproximadamente el
90% de la vida en fatiga de un componente en servicio, mientras que el 10% es
consumido para iniciar la formación de grietas.
Durante la etapa I la rapidez de propagación de la grieta es fuertemente influenciada por
el nivel de esfuerzos (o mejor dicho por ΔK); la propagación de la grieta es cristalina, es
decir, la grieta se propaga a lo largo de los planos cristalinos del material, como la zona
plástica es muy pequeña, ésta queda contenida dentro de los granos del material, por lo
que esta etapa es fuertemente influenciada por la microestructura del material.
En la etapa II, el incremento de la longitud de la grieta por ciclo (d a /dN) depende de
ΔK, de manera que en una prueba de fatiga bajo esfuerzo constante, la velocidad de
crecimiento de la grieta por ciclo (d a /dN) aumenta progresivamente, debido a que ΔK
aumenta.
Paris fue uno de los primeros investigadores en notar este comportamiento al presentar
los datos (d a /dN) vs. ΔK en una gráfica logarítmica, como la mostrada en la figura 15,
Paris encontró que la rapidez de propagación de grietas por fatiga presenta tres regiones
bien definidas que corresponden a las etapas de crecimiento de la grieta en fatiga.[25, 26]
Nótese que en la etapa I se observa una región de ΔK debajo de la cual la velocidad de
propagación es prácticamente nula, éste valor es llamado limite de fatiga.
24
Antecedentes Teóricos
log da/dN
(mm/ciclo)
REGIÓN I
REGIÓN II
Fractura
Cristalina
Fractura no Cristalina
da/dN = CΔKm
REGION III
m
Combinación
con modos
estáticos de
fractura
ΔKLIM
KIC
log ∆K ( MPa m )
Figura 15. Caracterización de la rapidez de crecimiento de grieta por fatiga
en función de la amplitud del factor de intensidad de esfuerzos K.
La región intermedia de la gráfica log (d a /dN) vs. ΔK, denomina etapa II presenta una
relación lineal entre estas variables. Precisamente en la etapa II, Paris[20, 25, 26] encontró
que para la gran mayoría de los materiales se cumple la siguiente relación:
da
= CΔK m
dN
(7)
Donde C y m son constantes del material que son determinadas experimentalmente.
Esta ecuación es la base para muchas aplicaciones de la mecánica de fractura al análisis
de propagación de grietas por fatiga (PGF). La etapa II es fuertemente influenciada por
el ambiente y es relativamente independiente de la microestructura, siendo la
propagación de la grieta principalmente transgranular. El exponente m de la ecuación de
Paris varía de 2 a 5 dependiendo del material, mientras que la constante C es muy
sensible al ambiente.
25
Antecedentes Teóricos
1.4.3. Mecanismos de Propagación de Grietas por Fatiga.
Bajo la acción de cargas cíclicas, las grietas en metales pueden propagarse. En cuerpos
agrietados, eventualmente si los esfuerzos nominales están por debajo del límite
elástico, en la punta de la grieta se encuentran arriba del esfuerzo de fluencia debido a la
concentración de esfuerzos, consecuentemente, la deformación plástica ocurre
localmente en microescala pero es suficiente para permitir una extensión de grieta, que
es macroscópicamente observada como PGF.[27, 28]
1.4.3.1. Modelo de deslizamiento reversible.
Este modelo fue propuesto por Pelloux[29], se basa en la observación de la extensión de
la grieta como resultado de los procesos de deslizamiento, esto es, que la extensión de la
grieta se debe al deslizamiento del material en planos inclinados alternos en la punta de
la grieta durante la tensión ascendente del ciclo de fatiga.
Durante la descarga, la región plástica en la punta de la grieta irá en compresión debido
a la liberación de los esfuerzos elásticos en el resto del material y la punta será afilada.
Hay pruebas de PGF en donde las estrías formadas en pruebas al aire, son trazas
superficiales del deslizamiento reverso cortante restringido por la superficie oxidada en
la punta de la grieta. En vacío, la falta de oxidación promueve un mayor deslizamiento
reversible que elimina el deslizamiento superficial. Este modelo ha recibido un amplio
soporte de otros autores[30] y de observaciones directas de la fatiga en la punta de la
grieta.[31]
1.5. Superficies de fractura por fatiga.
El aspecto morfológico de la fatiga es semejante al clivaje de una fractura frágil a nivel
macroscópico, la principal diferencia se observa a nivel microscópico.[32, 33]
La característica más notable de las superficies de fractura por fatiga a nivel
microscópico son las estrías. Las estrías por fatiga son líneas paralelas al frente de la
grieta. Estas microcaracterísticas no se deben de confundir con la macrocaracterística
26
Antecedentes Teóricos
denominadas “marcas de playa”. Cientos o miles de estrías pueden concentrarse entre
dos marcas de playa. Las estrías representan el avance de la grieta, mientras que las
marcas de playa representan la detención del avance de la grieta.
1.5.1. Características macroscópicas de la superficie de fractura por
fatiga.
Las marcas de playa es una característica de identificación de muchas fracturas por
fatiga. Este término se refiere a marcas o relieves visibles macroscópicamente e indica
etapas de la interrupción, en el período de propagación (etapa II) de las fracturas por
fatiga en metales relativamente dúctiles, alrededor de un punto común centrado que
corresponde al origen de la grieta.
Las marcas de playa se forman de dos maneras.[34, 35]
a) Por deformación plástica microscópica en la punta de la grieta por fatiga durante
el período de descarga o cuando el esfuerzo del ciclo no es suficientemente alto
para progresar la grieta por fatiga.
b) Por la oxidación de la superficie de fractura, debido a la diferencia en el tiempo
de exposición al medio ambiente durante la PGF. El área cerca del origen, es
expuesta a un mayor tiempo que otra porción durante la fatiga, por lo tanto, esta
diferencia en el tiempo de exposición produce la deformación de líneas o
círculos concéntricos que emanan desde el origen.
Las marcas de playa, no se presentan cuando la fractura por fatiga se realiza en
condiciones de crecimiento continuo de grieta y sin ninguna variación en la carga, como
son las pruebas de laboratorio.
27
Antecedentes Teóricos
1.5.2. Características microscópicas de la superficie de fractura por fatiga.
Las estrías son las características microscópicas más evidentes de la fractura por fatiga.
Durante la etapa II de PGF, la punta de la grieta es extremadamente aguda, sin embargo,
cada vez que la grieta se abre por un esfuerzo de tensión, la punta se deforma
plásticamente, achatándose a escala microscópica, la cual causa el avance de la fractura,
creando un relieve pequeñísimo o estría en cada una de las superficies fracturadas, como
se muestra en la figura 16.
Figura 16. Estrías a altos aumentos.
Las estrías están orientadas perpendicularmente a la dirección la propagación de grieta.
Sin embargo, la variación en los esfuerzos locales y microestructura pueden cambiar la
orientación del plano de la fractura y alterar la dirección de alineación las estrías. Las
partículas de segunda fase e inclusiones en un metal pueden cambiar la velocidad de
propagación de grietas por fatiga (VPGF) local, resultando el espaciamiento de las
estrías. Cuando una grieta se aproxima a estas partículas, brevemente se retarda si la
partícula permanece intacta o se acelera si la partícula es agrietada.
En ambos casos la VPGF cambia solamente en la vecindad de la partícula y por
consiguiente no afecta significativamente en la VPGF total.[36]
28
Antecedentes Teóricos
Cada estría es el resultado de un ciclo simple de esfuerzos, pero cada ciclo no produce
necesariamente una estría, el espacio y claridad de la estriación depende del nivel de
carga aplicada y de la ductilidad del material. Las estrías son más visibles a esfuerzos
altos que en el límite de fatiga, es por eso que son más visibles en materiales dúctiles.
[36, 34]
Desafortunadamente las estrías no siempre están presentes en las superficies de fractura
por fatiga por las siguientes razones:
a) Las estrías no se presentan en materiales muy duros o muy suaves. Los aceros
endurecidos arriba de 50 HRC forman pocas o ningunas estrías, probablemente
debido a su poca ductilidad. En el extremo opuesto de la escala de dureza, los
metales suaves y débiles no forman estrías, probablemente porque su baja
resistencia los hace vulnerables al daño.
b) Existencias de surcos paralelos que se parecen a estrías. Esta clase de daño
puede ocurrir cuando los lados opuestos de las superficies de fractura se
friccionan una con la otra. Por ejemplo, una flecha de rotación flexionante tiene
esfuerzos de tensión en una posición (lado convexo) de la rotación, mientras del
lado opuesto (cóncavo) los esfuerzos de compresión tienden a frotar cualquier
unión de superficies agrietadas existentes.
c) Ciertas estructuras laminares en metales, tales como la perlita en aceros y en
fundiciones así como aleaciones eutécticas, pueden tener superficies fracturadas
que también se parecen algo a las estrías. Sin embargo, un estudio cuidadoso con
el microscopio electrónico de barrido muestra que la orientación de las placas
varía aleatoriamente de una posición a la otra, mientras que las estrías
verdaderas son generalmente concéntricas alrededor del origen.
29
Antecedentes Teóricos
1.6. Variables que afectan la velocidad de crecimiento en la PGF.
En cuanto al tamaño de grano, los materiales de grano fino tienden a mostrar mayores
velocidades de crecimiento de grieta y un límite de fatiga menor que los materiales de
grano grueso. Esto es atribuido a la cerradura inducida por rugosidad, ya que en los
materiales de grano grueso la trayectoria de la grieta es tortuosa,
Cerca del límite de fatiga, la fractura tiende a seguir planos cristalinos y existe una
componente importante de desplazamiento de grieta en Modo II, lo que favorece K
altos, como se muestra en la figura 17.
Figura 17. Efecto del tamaño de grano en PGF.
Por otro lado, los materiales dúctiles usualmente presentan mejor resistencia a la fatiga
que los materiales de alta resistencia. Mucho se ha discutido sobre las causas de este
comportamiento; una razón es que la cerradura inducida por plasticidad es más notoria
en materiales dúctiles, como se muestra en la figura 18.
Figura 18. Efecto de la ductilidad en la PGF
30
Antecedentes Teóricos
También se ha mencionado, que la caracterización de la propagación de grietas por
fatiga en términos del factor de intensidad de esfuerzos es útil para estudiar el efecto de
variables externas, como el ambiente. El ambiente juega un papel muy importante en la
PGF de todos los materiales y la mecánica de fractura ha sido fundamental para el
estudio al respecto.
El principal efecto del ambiente en una curva d a /dN vs. ΔK es el desplazamiento hacia
la izquierda y arriba de la curva, a medida que el ambiente es más corrosivo produce
mayores rapideces de propagación de grietas y una disminución del límite de fatiga.
Esto se ilustra en la figura 19. Cuando existe una fuerte componente de fractura asistida
por el ambiente, la curva d a /dN vs. ΔK muestra una región donde la rapidez de
propagación de grieta es independiente de ΔK. La curva d a /dN vs. ΔK también es útil
para observar si existe un efecto de la frecuencia.[37]
Figura 19. Efecto del ambiente en la PGF.
Estudios recientes en tuberías de conducción de petróleo se ha estudiado los daños
mecánicos por defectos del proceso de fabricación e instalación y mantenimiento,
destacando tres tipos de defectos mecánicos es decir la abolladura, el surco y la
abolladura más surco, esta deformación acelera la propagación de grietas por fatiga y
acorta el límite de fatiga del componente.
31
Antecedentes Teóricos
Las investigaciones en abolladuras se han enfocado principalmente en los esfuerzos
residuales de las tuberías dañadas y en la formulación de ecuaciones para evaluar estos
esfuerzos.[38, 39]
Estos estudios muestran que tanto el esfuerzo de cedencia y la resistencia máxima del
material aumentan con este tipo de defecto, mientras que la ductilidad del material
disminuye la vida en fatiga de estos componentes.[40, 41]
32
Desarrollo Experimental
II. Desarrollo Experimental.
2.1. Caracterización del material.
Para la caracterización mecánica del material se tomaron muestras correspondientes a
cada una de las zona de estudio, como son el metal base (MB), metal depositado (MD)
y la zona afectada por el calor (ZAC); este muestreo se realizó a partir de un tubo
retirado de servicio de una línea para la conducción de hidrocarburos de 36 pulgadas de
diámetro y 1 pulgada de espesor.
Con el fin de determinar la especificación del material base se realizaron pruebas de
laboratorio, evaluando las propiedades mecánicas mediante ensayos de tensión y
pruebas de dureza así como también, un estudio metalográfico para determinar la
microestructura del mismo.
2.2. Caracterización microestructural.
Se realizó la caracterización microestructural para cada una de las zonas de estudio, con
el propósito de determinar la distribución de fases en la microestructura presentes en el
metal base, metal depositado y la zona afectada por el calor. La caracterización se
realizó de acuerdo a la norma ASTM E-3. Conforme a esta norma, las muestras fueron
cortadas con la técnica de disco abrasivo utilizando un refrigerante con el propósito de
evitar alteraciones en la microestructura. Posteriormente, las muestras fueron
desbastadas hasta dejarlas planas para después pulirlas. El desbaste se llevó acabo
mediante lijas de agua de grados: 100, 220, 320, 400, 600, 1000, 1500 y 2000.
Posteriormente, fueron pulidas con alúmina de 1.0, 0.3 y 0.05 µm, lubricando
constantemente con agua en discos rotatorios hasta dejarlas con una superficie a espejo.
Finalmente, las probetas fueron atacadas con Nital al 2% y así observar la
microestructura de cada una de las zonas de estudio. Observando las superficies
transversales.
33
Desarrollo Experimental
2.3. Caracterización Mecánica.
2.3.1. Ensayo de tensión.
La caracterización mecánica del material base se realizó mediante ensayos de tensión en
una máquina universal de ensayo de tensión “Shimatzu” con extensómetro, la cual se
controló con un programa de cómputo. La prueba se realizó con una velocidad de
desplazamiento del cabezal de 4 mm min-1 conforme a la norma ASTM E-8M, con la
finalidad de obtener: el esfuerzo de cedencia (σo), la resistencia máxima (UTS), el
porciento de elongación y el porciento de reducción de área; los dos primeros
parámetros fueron necesarios para realización de las pruebas de propagación de grietas
por fatiga (PGF). Para los ensayos de tensión se maquinaran cuatro probetas en la
dirección longitudinal. Se utilizó una máquina electromecánica con extensómetro tipo
cilp, la cual se controla con un programa de cómputo. La prueba se llevó acabo con una
velocidad de desplazamiento del cabezal de 4 mm min-1.
2.3.2. Prueba de dureza.
Para la prueba de dureza se realizaron cinco mediciones en la sección transversal tanto
para el metal base, metal depositado así como también para la zona afectada por el calor
conforme a la norma ASTM E-18 utilizando un probador de dureza de banco tipo
Rockwell. Las mediciones se tomaron con un identador de 1/16 de pulgada de acero
endurecido, con la finalidad de evaluar la dureza Rockwell B en cada una de las zonas.
2.4. Geometría y dimensiones de las probetas para el ensayo de
propagación de grietas por fatiga.
A partir de una sección del tubo de acero API 5LX42 de 36 pulgadas de diámetro y 1
pulgada de espesor, se fabricaron probetas SEN Curvas no normalizadas, con grieta en
la dirección corta radial (CR según la nomenclatura ASTM). Las probetas se cortaron
mediante el uso de una sierra mecánica utilizando un lubricante durante el corte para no
alterar las propiedades mecánicas del material, este corte se realizó de tal forma que la
entalla iniciadora de grieta quedó alineada con el metal base, metal depositado y la zona
afectada por el calor respectivamente, como se muestra en la figura 20.
34
Desarrollo Experimental
Figura 20. Esquema de la placa extraída del tubo con costura SAW y localización
de la entalla iniciadora de grieta para cada zona de estudio.
Las dimensiones de la probeta SEN Curva no estándar fueron: ancho (W) de 25.4 mm,
espesor (B) de 25.4 mm, longitud (S) de 127 mm. La entalla (e) iniciadora de grieta se
maquinó en la parte central de las probetas, comenzando en el diámetro interno del tubo
y hasta una profundidad de 6.35 mm. Como se observa en la figura 21.
Figura 21. Forma y dimensiones de la Probeta SEN Curva no estándar.
35
Desarrollo Experimental
La figura 22 muestra una de las probetas utilizadas para la prueba de propagación de
grietas por fatiga.
Figura 22. Probeta SEN Curva no estándar pulida y lista para el ensayo de PGF.
En la figura 23(a) se observa la geometría, las dimensiones de una probeta SEN
estándar así como el aspecto típico de la prueba y la forma de aplicación de carga para
este tipo de prueba, el cual se encuentra especificado en la norma ASTM E-399 como se
ve en la figura 23(b).
a
b
Figura 23. (a) Geometría y dimensiones de la probeta SEN estándar.
(b)Especificaciones para la realización de la prueba de flexión
en tres puntos.
36
Desarrollo Experimental
2.5. Prueba de propagación de grietas por fatiga.
La prueba de PGF en las probetas SEN Curvas no estándar se hizo en flexión en tres
puntos, siguiendo el procedimiento de la especificación ASTM E-647 para una prueba
de ΔK creciente. Se empleó una máquina servohidráulica de ciclo cerrado controlada
con señal de carga con una onda de carga sinusoidal a frecuencia de 15 Hz, con una
relación de carga mínima a máxima de R = 0.1 en aire de laboratorio a temperatura
ambiente. La máquina servohidráulica de ciclo cerrado tiene capacidad de carga de
100kN en modo de control por señal de carga, con mordazas para ensayos de flexión en
tres puntos, ajustables, como se muestra en la figura 24.
Figura 24. Aspectos del arreglo de la prueba de PGF para las probetas tipo SEN
Curvas con carga por flexión en tres puntos.
Se utilizó un estéreomicroscopio, colocado sobre una montura adaptada al marco de la
máquina servohidráulica para observar y medir el avance de la longitud de la grieta,
como se observa en la figura 24.
Para preagrietar fue necesario iniciar con una amplitud del factor de intensidad de
esfuerzos de 20MPa m que, para las dimensiones de las probetas y tamaño inicial de
grieta correspondió a una carga máxima de 11.7 kN y una carga mínima de 1.17 kN,
siguiendo el criterio de que, si después de más de 100,000 ciclos no iniciaba la
propagación de grieta, se incrementaba el valor de ΔK en un 10%.
37
Desarrollo Experimental
El factor de intensidad de esfuerzos K para las probetas de flexión en tres puntos se
calculo de la siguiente manera:
K =(
PS
) × f (a / W )
BW 3 2
(8)
Donde el factor geométrico se obtuvo con la siguiente expresión: [3, 4, 42]
f (a / W ) = 13.914 * (a / W ) 2 − 6.057(a / W ) + 0.938
(9)
Donde:
P = Carga (kN)
B = Espesor de la probeta (mm.)
S = Distancia de los ejes de los rodillos inferiores de soporte (mm.)
W = Ancho (mm.)
a = Longitud de grieta (mm.)
Las pruebas de PGF se realizaron por triplicado para cada una de las zonas de estudio,
procediendo de la manera siguiente: el primer paso fue dar los valores geométricos de la
probeta ( a , W, B,) después introducir los valores de los coeficientes de la complianza
(cara frontal o línea de carga) de acuerdo al tipo de probeta.[3,4]
Una vez introducidos estos parámetros se procedió a dar una precarga a la probeta y de
esta manera comenzó a correr el programa generando datos tanto del numero de ciclos,
tamaño de grieta, así como valores de da/dN y ΔK.
El registro del tamaño de grieta se realizó con la ayuda de un extensómetro tipo clip de
longitud calibrada de 10mm y una abertura de ± 4mm, este se colocó en los bordes de la
entalla de la probeta, como se muestra en la figura 25.
38
Desarrollo Experimental
Figura 25. Colocación del extensómetro en la probeta SEN Curva.
2.6. Gráficas da/dN vs. ΔK.
Mediante el registro de da/dN y ΔK se obtuvieron curvas de rapidez de crecimiento de
grieta da/dN vs ΔK para la zona afecta por el calor, el metal depositado y el metal base
y posteriormente con las pendientes de cada zona de estudio respectivamente se
obtuvieron las constantes de la ecuación de Paris: C y m.
2.7. Análisis fractográfico de las superficies de fractura.
El análisis de las superficies de fractura producto de los ensayos de PGF, se realizó para
identificar los mecanismos de propagación de grietas por fatiga en las zonas de estudio.
El análisis fractográfico se realizó mediante inspección visual de la superficie de
fractura; Macroscópicamente se identificaron los frentes de propagación de grieta,
cambios de rugosidad, así como deformación plástica asociada a la fractura.
Microscópicamente, se identificó el mecanismo de fractura operante durante el avance
de la grieta para cada una de las zonas de estudio y en general el efecto de la
microestructura en cada condición de ensayo, esto se realizó por medio de
observaciones en el microscopio electrónico de barrido (MEB), en zonas de bajo, medio
y alto ΔK, con imágenes de electrones secundarios a 20 kv de aceleración a diferentes
aumentos.
39
Resultados
III Resultados.
3.1. Caracterización del material.
3.1.1. Caracterización microestructural.
La microestructura presente en el metal base en la sección transversal de la probeta se
muestra en la figura 26. Se observan granos de ferrita (zonas blancas) y colonias de
perlita (zonas oscuras), presentando una estructura bandeada, como resultado del
proceso de conformado en caliente de éste material. El tratamiento térmico se identifico
como rolado en caliente.
Figura 26. Microestructura del metal base.
En la figura 27 se presenta la microestructura del metal depositado, se observan
características microestructurales típicas del proceso de solidificación, como son la
orientación columnar del grano y zonas dendríticas finas con zonas de ferrita acicular, la
cual se caracteriza por le arreglo de placas alargadas finas.
40
Resultados
Figura 27. Microestructura del metal depositado.
En la figura 28 se muestra la microestructura de la ZAC a través del espesor. Se
observan dos tipos de microestructura:
1.- La región de refinamiento de grano lejos de la línea de fusión, originada por la breve
exposición a ciclos térmicos dentro de una región de baja temperatura, dando como
resultado una significativa refinación de grano. Esta refinación de grano ocurre por la
nucleación de nuevos granos cada vez que las líneas de temperatura A1 y A3 son
atravesadas, esta microestructura se observa en la figura 28(a).
2.- La región de crecimiento de grano adyacente a la línea de fusión, esto es debido a
que esta región experimenta picos de temperatura muy altos durante el proceso de
soldadura, provocando una microestructura de grano grueso como se aprecia en la
figura 28(b). También es evidente el engrosamiento de la perlita.
41
Resultados
Figura 28. Microestructura de la zona afectada por el calor.
3.2. Caracterización Mecánica.
3.2.1. Ensayo de tensión.
En la tabla 4 se presentan los resultados obtenidos de la prueba de tensión del material
base. Los valores de resistencia a la tensión para el MD[43] y ZAC la fueron obtenidos
de literatura.[7, 18, 44]
Tabla 4. Propiedades mecánicas de las zonas de estudio.
Zona
MB
MD
ZAC
X42
Esfuerzo
Resistencia Reducción de Alargamiento
de
máxima
área
cedencia
(MPa)
(%)
(%)
(MPa)
295
411
62.11
35.53
345
427
22
277
362
Requerimientos de tensión de un acero API 5L
290
414
62
35
42
Resultados
3.2.2. Prueba de dureza.
En la tabla 5 se muestran los resultados de las pruebas de dureza Rockwell B obtenidas
de acuerdo a la norma ASTM E-18 para cada una de las zonas de estudio. Se reportan el
promedio de cinco mediciones para cada zona de estudio.
Tabla 5. Valores de dureza para cada zona de estudio.
Zona
Promedio
Dureza HRB
MB
92
90
89
89
89
[HRB]
90
MD
92
94
93
94
92
93
ZAC
85
85
88
87
85
86
De acuerdo con los resultados obtenidos en las pruebas mecánicas realizadas al material
base, se puede concluir que este corresponde a un acero API grado tubería X42[45].
3.3. Gráficas da/dN vs. ΔK.
Los ensayos de PGF para las probetas tipo SEN Curvas se realizaron de acuerdo al
procedimiento descrito en la norma ASTM E-647. En las figuras 29 a la 31 se muestran
los resultados de PGF para cada zona de estudio. En las gráficas 29 y 30 se observa que
el comportamiento del material durante el ensayo fue de acuerdo a ley de Paris,
mostrando una región I llamada zona de inicio alrededor de 20MPa m , una región II
en donde el log da/dN es proporcional al ΔK entre 25MPa m a 35MPa m conocida
como región de Paris y una región III que corresponden a valores cercanos a la
tenacidad a la fractura del material; a diferencia de la gráfica de velocidad de PGF del
metal base (figura 31) que presentó una gran dispersión de los datos, provocando una
tendencia diferente en la gráfica de da/dN vs ΔK.
43
Resultados
da/dN vs dK ZAC
1.0E-02
Temperatura ambiente
R = 0.1
15 Hz
da/dN (mm/ciclo)
1.0E-03
ZAC 1
1.0E-04
ZAC 2
ZAC 3
1.0E-05
1.0E-06
10
100
1/2
ΔK (MPam )
Figura 29. Velocidades de PGF en función de ΔK para la ZAC.
44
Resultados
da/dN vs ΔK MD
1.0E-02
Temperatura ambiente
R = 0.1
15 Hz
da/dN (mm/ciclo)
1.0E-03
MD 1
1.0E-04
MD 2
MD 3
1.0E-05
1.0E-06
10
100
1/2
dK (MPam )
Figura 30. Velocidades de PGF en función de ΔK para el MD.
45
Resultados
da/dN vs ΔK MB
1.E-02
Temperatura ambiente
R = 0.1
15 Hz
da/dN (mm/ciclos)
1.E-03
MB 1
MB 2
1.E-04
MB 3
1.E-05
1.E-06
10
100
1/2
ΔK (MPam )
Figura 31. Velocidades de PGF en función de ΔK para el MB.
46
Resultados
En la figura 32 se presenta una comparativa de las curvas de da/dN vs ΔK para cada una
de las zonas de estudio.
Comparación de zonas de estudio
1.0E-02
da/dN (mm/ciclo)
1.0E-03
ZAC 1
1.0E-04
MD 1
MB 1
1.0E-05
1.0E-06
10
100
1/2
ΔK (MPam )
Figura 32. Gráfica comparativa de rapidez de PGF para cada una de las zonas de
estudio.
47
Resultados
Los valores de las constantes de Paris como son C y m para cada una de las zonas de
estudio se encuentran reunidas en la tabla 6.
Tabla 6. Constantes de Paris para las diferentes zonas de estudio.
Constantes de Paris
Zona de estudio
C [mm/ciclos]
m
Metal base (CR)
2x10 -7
5.0
Metal depositado (CR)
6x10-7
5.35
Zona afectada por el calor (CR)
5.5x10-7
5.29
3.4. Análisis fractográfico de las superficies de fractura.
3.4.1. Examen Macroscópico.
La apariencia macroscópica típica de las superficies de fractura de las probetas de PGF
se muestra en la figura 33.
Figura 33. Superficie de fractura de las probetas de PGF (a) MB (b) MD (c) ZAC.
En la figura 33(a) se observa la superficie de fractura del MB, presentando una fractura
lisa, opaca, y con las “marcas de playa” típicas de las fracturas por fatiga, además se
observa una considerable porción de deformación plástica asociada a la fractura final;
en la figura 33(b) se aprecia la superficie de fractura del MD; las características
48
Resultados
macroscópicas son similares a las que presenta la zona del MB solo que con mayor
rugosidad, además presenta un área de propagación estable de grieta ligeramente más
pequeña que el MD; por último en la figura 33(c) se muestra la superficie de fractura de
la ZAC, presentando características fractográficas similares a las dos anteriores zonas de
estudio, pero con el área de extensión estable de grieta más corta.
De manera general se observan superficies planas, poco rugosas, con el plano de
fractura perpendicular al eje de circunferencial de las probetas lo que indica que las
pruebas de PGF se realizaron en el régimen lineal-elástico, así mismo los rebordes de
corte y deformación plástica asociadas a la fractura final, muestran que la propagación
de las grietas se llevo acabo en condiciones de deformación plana.
3.4.2. Examen Microscópico.
La observación fractográfica a nivel microscópico se realizó mediante microscopía
electrónica de barrido con señal de electrones secundarios en campo claro, en las
superficies de fractura correspondientes a las tres zonas de estudio, para valores de bajo,
medio y alto ΔK, sobre la zona de propagación estable de grieta denominada como
etapa II o zona de Paris. Se observaron características fractográficas muy específicas
para cada zona de estudio como: influencia de la microestructura sobre la propagación
de grieta por fatiga, el mecanismo de fractura operante, distancia de espaciamiento entre
cada una de las estrías y restricciones en la trayectoria de la grieta. En general se
encontraron características típicas de la fractura por fatiga como son: facetas, surcos,
agrietamientos secundarios y estrías. Las superficies de fractura correspondientes por
fatiga para cada una de las zonas de estudio se pueden observar en las figuras 34 a la 42.
En las figuras 34(a-c) se muestran las fotografías de la superficie de fractura de la zona
del MB a valores bajos de ΔK. En la figura 34(a) se observa la superficie de fractura a
500X, presentando una apariencia de fractura frágil, dominada en su mayoría por
facetas.
49
Resultados
En las figuras 34(b) y (c), se muestran fotografías tomadas a 1500X y 5000X
respectivamente en el MB, observando una fractura por pseudo-clivaje, con ligero
agrietamiento secundario, al parecer en los límites de grano. A 500X se observan
algunos granos con estrías dúctiles.
En las figuras 35(a-c) se muestra la superficie de fractura de la zona del MB a valores
intermedios de ΔK. Se observan características muy similares a la zona de valores de
bajo de ΔK, destacando el incremento en la superficie con estrías con respecto a la
superficie de fractura de bajo ΔK, con aproximadamente el 40% de la superficie de
fractura a valores intermedios ΔK, con estrías del tipo dúctil. También se observa un
agrietamiento secundario más profundo, tanto el límites de grano como en la que
posiblemente son las intercaras de las regiones de perlita y ferrita.
En las figuras 36(a-c) se muestra la superficie de fractura de la zona del MB a valores
altos de ΔK. En la figura 36(a) se observa una superficie de fractura transgranular con
agrietamiento secundario. En esta zona se observa la aparición de microhuecos sobre la
superficie, debido a la combinación de mecanismos de fractura por fatiga con
coalescencia de microcavidades. El contenido de estrías de esta zona es alrededor del
50% de la superficie.
En las figuras 37(a-c) se muestra la superficie de fractura de la zona del MD a valores
bajos de ΔK. En la figura 37(a) se observa la superficie de fractura a 1500X,
presentando una apariencia de fractura frágil, dominada en su mayoría por surcos,
haciendo evidente la microestructura del material.
En las figuras 37(b) y (c) se aprecia la superficie del MD a 5000X y 10000X
respectivamente, en donde se observan estrías dúctiles aproximadamente en un 20% de
esta superficie. Así mismo se pueden observar agrietamientos secundarios y zonas que
presentan pseudo-clivaje en las zonas interdendríticas.
En las figuras 38(a-c) se presenta la superficie de fractura del MD a valores intermedios
de ΔK. En la figura 38(a) se aprecia una fractura plana con agrietamiento secundario, el
cual es más marcado, en comparación con la superficie de fractura a bajos valores de
50
Resultados
ΔK. En las figuras 38(b) y (c) se observan estrías dúctiles aproximadamente en un 70 a
80% de esta superficie, así como una gran cantidad de facetas, se observa también zonas
de clivaje de inclusiones y algunos granos, así como porosidad, posiblemente intrínseca
del proceso de solidificación.
En las figuras 39(a-c) se muestra la superficie de fractura de la zona del MD a valores
altos de ΔK. En la figura 39(a) se observa una gran cantidad de facetas interaccionando
con microcavidades como resultado de la combinación de modos estáticos, también se
aprecia agrietamiento secundario en esta zona. Finalmente se observan estrías bien
definidas en la mayor parte de la superficie de fractura.
En las figuras 40(a-c). Se muestra la superficie de fractura de la ZAC a bajos de ΔK. En
la figura 40(a) se observa la superficie de fractura de apariencia de fractura frágil,
dominada en su mayoría por surcos, además de presentar agrietamiento secundario.
En las figuras 40(b) y (c) se aprecia la superficie de la ZAC a 1500X y 5000X aumentos
respectivamente, en donde aparecen estrías dúctiles que cubren aproximadamente el
40% de la superficie, además se observa agrietamiento secundario. sobresale el hecho
de que la rugosidad de la superficie de fractura en este caso es mucho mayor que en el
MD y MB.
En las figuras 41(a-c) se muestra la superficie de fractura de la ZAC a valores
intermedios de ΔK. Se observan características muy similares a la zona de bajo de ΔK,
destacando el incremento en la cantidad de estrías es de alrededor de 60% de su
superficie, también se aprecia agrietamiento secundario y un aumento considerable en la
rugosidad.
En las figuras 42(a-c). Se muestra las fotografías de la superficie de fractura de la ZAC
para valores altos de ΔK. Observándose características similares tanto a la zona de bajo
de ΔK y valores intermedios ΔK, de igual manera se destaca el incremento en el
porcentaje de estrías, ya que la superficie de valores altos de ΔK presenta estrías en el
90% de su superficie, también se observa una gran cantidad de agrietamiento secundario
y una rugosidad mayor.
51
Resultados
El efecto de la deformación en esta zona se hace evidente en los cambios abruptos del
nivel de la superficie de fractura. Es importante destacar que en esta zona de estudio no
se observo la combinación de mecanismos de fractura estática, encontrado en las zonas
del MD y MB.
Figura 34. Superficies de fractura por fatiga del metal base a valores bajos de ΔK.
a) 500X b) 1500X c) 5000X.
52
Resultados
Figura 35. Superficies de fractura por fatiga del metal base a valores medios de
ΔK. a) 500X b) 1500X c) 5000X.
Figura 36. Superficies de fractura por fatiga del metal base a valores altos de ΔK.
53
Resultados
a) 500X b) 1500X c) 5000X.
Figura 37. Superficies de fractura por fatiga del metal depositado a valores bajos
de ΔK. a) 1500X b) 5000X c) 10000X.
Figura 38. Superficies de fractura por fatiga del metal depositado a valores medios
54
Resultados
de ΔK. a) 1500X b) 5000X c) 10000X.
Figura 39. Superficies de fractura por fatiga del metal depositado a valores altos
de ΔK. a) 1500X b) 5000X c) 10000X.
Figura 40. Superficies de fractura por fatiga de la zona afecta por el calor a valores
bajos de ΔK. a) 500X b) 1500X c) 5000X.
55
Resultados
Figura 41. Superficies de fractura por fatiga de la zona afecta por el calor a valores
medios de ΔK. a) 500X b) 1500X c) 5000X.
Figura 42. Superficies de fractura por fatiga de la zona afecta por el calor a valores
altos de ΔK. a) 500X b) 1500X c) 5000X.
56
Resultados
En la figura 43 se muestra un ejemplo de una zona de clivaje encontrada frecuentemente
en el metal depositado a valores intermedios de ΔK, se pueden ver facetas con patrones
de río, los cuales convergen en diferentes direcciones lo indica que la región con clivaje
abarca varios granos. Es evidente que estas zonas fallaron en un solo ciclo de carga y al
parecer se trata de zonas de ferrita acicular con orientación poco favorable para el
deslizamiento
Figura 43. Clivaje observado a valores medios de ΔK en la zona del metal
depositado tomado a 1000X.
57
Análisis de Resultados
IV. Análisis de resultados.
4.1. Validación de las pruebas de propagación de grieta por fatiga.
En las graficas de da/dN vs ΔK que se muestran en las figuras 28 a la 30 se observa que
los datos registrados experimentalmente presentan un comportamiento de acuerdo con
la ley de Paris[46] a excepción del MB; la discusión del comportamiento de esta zona se
realizará con detalle más adelante, pero es importante aclarar en esta parte, que los datos
de la zona del MB presentaron dispersión en la zona de valores bajos de ΔK. Además,
las tres gráficas de da/dN vs ΔK para cada una de las zonas de estudio presentaron
reproducibilidad, demostrando la validez inicial de las pruebas de PGF.
Otra verificación de la validez de las PGF para las probetas SEN Curvas, se hizo a
través del cálculo del tamaño de la zona plástica en las probetas correspondientes a cada
[
]
zona de estudio, de acuerdo a la ecuación de Irwin[46] rp = (1 π )(K max σ 0 ) . Al sustituir
2
los valores de esfuerzo de cedencia y factor de intensidad de esfuerzo máximo para el
MB, MD y la ZAC, se obtuvieron valores del tamaño de la zona plástica para las tres
zonas de estudio, que se presentan en la tabla 7, los cuales fueron comparados con el
tamaño de ligamento de las probetas (W − a ) donde W es el ancho de la probeta y a es
el tamaño de grieta. La relación de datos nos indica que el tamaño de la zona plástica
tanto del MB, MD y la ZAC es mucho menor que el tamaño del ligamento de la
probeta, por lo tanto se concluye que las pruebas de PGF, se realizaron bajo condiciones
de aplicación de la mecánica de fractura lineal elástica.[26]
Por ultimo, al realizar el examen macroscópico de las superficies de fractura que se
muestra en la figura 33, se observó que el frente de propagación de grietas se mantuvo
dentro de los límites de curvatura permitidos por la especificación ASTM E-347, así
mismo, el plano de fractura fue siempre normal a la dirección de carga demostrando
nuevamente la validez de las pruebas de PGF.
58
Análisis de Resultados
Tabla 7. Valores para el cálculo del tamaño de la zona plástica (rp).
σo
Kmax
(W- a )
rp
(MPa)
( MPa m )
(mm)
(mm)
MB
295
38
8.05
5.28
MD
345
36.5
10.85
5.37
ZAC
277
36
11.05
3.56
Zona
4.1.1. Comparación de las constantes de Paris de una probeta SEN
Curva y diferentes probetas estándar.
Es importante aclarar que es complicado encontrar en literatura datos sobre las
constantes de Paris para las zonas evaluadas en este trabajo debido al tipo, forma y
orientación de la probeta utilizada para las pruebas de PGF, por lo tanto, en este trabajo
se reportan valores tanto de C y m para la zona del metal base, metal depositado y la
zona afectada por el calor en la orientación corta-radial CR, por primera vez y por tanto
no es posible la comparación entre los resultados obtenidos en esta tesis y los datos
reportados en literatura.
Sin embargo existen datos reportados para PGF en la dirección circunferenciallongitudinal (CL) en soldaduras y metal base[47,48], mismos que se muestran en la tabla
8, obtenidos con probetas CT estándar y de esta manera observar la influencia que tiene
tanto la zona de evaluación, la orientación y el tipo de probeta utilizada para este tipo de
pruebas.
Tabla 8. Evaluación de PGF para diferentes tipos de probetas.
Zona
de evaluación
Tipo de
probeta
Metal base[47]
Metal
depositado[48]
Metal base
Metal
depositado
CT
Orientación
C
[mm/ciclo]
m
1*10-11
3.0
2.6*10-7
2.0
SEN Curva
CircunferencialLongitudinal
Corta-radial
2*10-7
5
SEN Curva
Corta-radial
6*10-7
5.35
CT
59
Análisis de Resultados
En la tabla 8 es evidente la diferencia que existe entre las constantes de Paris
dependiendo de la zona de estudio y orientación de la probeta. Cabe mencionar que, las
constantes de Paris para las probetas estándar se encuentran dentro de los valores
reportados en literatura para una placa de acero bajo carbono
[47]
, mientras que para las
probetas SEN Curva, los valores de m son mucho mayores, este efecto es atribuido en
principio a la forma y geometría de la probeta, debido al arco de curvatura que presenta
en la dirección normal al plano de aplicación de carga que es aproximadamente de 5°,
provocando que el momento de flexión sea mayor en comparación con una probeta
estándar. Provocando que la probeta SEN Curva experimente una mayor respuesta a la
aplicación de carga durante las pruebas de PGF y a raíz de esto muestre mayores valores
experimentales de m a diferencia de una probeta estándar.[3] Este comportamiento es
coherente, ya que el exponente m de la ecuación de Paris representa la sensibilidad al
esfuerzo en la punta de la grieta.[26]
Por lo tanto, se entiende entonces que a mayores valores de pendiente, la rapidez de
propagación de grieta se acelera más fácilmente y esto se traduce en la disminución de
la vida en fatiga del material. Por otra parte la constante C, aunque no tiene un
significado físico concreto (no esta relacionada con la ΔKlim), tiene un efecto importante
en la vida en fatiga cuando ésta es integrada en la ecuación de Paris.
Como las pruebas de PGF se llevaron hasta el punto de fractura, de modo que el tamaño
de grieta justo antes de la fractura se tomó como el tamaño crítico, con este valor y el
valor de carga máxima, se estimo la tenacidad a la fractura (KIC) de las tres zonas de
estudio, los cuales se muestran en la tabla 9.
Tabla 9. Calculo de la tenacidad de la fractura para las tres zonas de estudio.
Tamaño
de grieta crítico
Carga
máxima
(mm)
(kN)
Metal base
16.35
14.4
37.70
Meta depositado
14.55
14.4
32.86
14.35
14.4
31.71
Zona
Zona afectada por el
calor
60
KIC
( MPa m )
Análisis de Resultados
Es importante destacar que los valores obtenidos de tenacidad a la fractura en la
dirección CR son muy bajos comparados con datos reportados en las direcciones
longitudinal-circunferencial (LC) y circunferencial-longitudinal (CL), en los cuales se
reportan más de 100 MPa m para la zona del MB[49] y al menos 70 MPa m para el
MD[48] respectivamente. Esto indica que la dirección CR es menos tenaz en
comparación con las direcciones LC y CL, por lo tanto, la dirección CR es más
susceptible a la propagación de grietas por fatiga.[50]
4.2. Influencia de la microestructura sobre las zonas de estudio durante
las pruebas de propagación de grieta por fatiga.
4.2.1. Metal base.
El MB presentó la mayor resistencia a la PGF, en la figura 26 se observa la
microestructura que presenta esta zona son, granos de ferrita y perlita, los cuales se
encuentran en forma bandeada resultado del proceso de conformado del material;
durante la prueba de PGF la grieta se propaga en la dirección perpendicular de la
microestructura de bandeamiento, como consecuencia, la grieta al avanzar tiene que
atravesar las bandas perliticas y ferriticas, debido a que la ferrita es suave y dúctil,
achata la punta de la grieta, traduciéndose en la disminución de la Keff (K efectiva) y el
aumento de la deformación plástica en la punta de la grieta, por lo tanto es mayor el
requerimiento de energía para la PGF, además durante la prueba de PGF la grieta
atraviesa estas bandas, lo que produce desviaciones en la trayectoria de la grieta, de tal
manera que la rapidez de propagación de grieta a nivel microscópico, varía entre las
zonas perliticas y ferrificas debido a la diferencia que presenta estos constituyentes en
sus propiedades mecánicas[51] como resultado de esto, se presentan pequeñas variaciones
en el da/dN registrados macroscópicamente durante la prueba, esto provoca que el
avance de la grieta sea retardado, traduciéndose en una mayor resistencia a la fatiga.
61
Análisis de Resultados
Este comportamiento coincide con lo reportado en literatura, en donde los aceros
ferritícos-perlitícos tienen una mayor resistencia a la propagación de grietas por
fatiga[52] , en comparación con sus uniones soldadas.
En la figura 44(a) se observa la microestructura del MB en el borde de la probeta para
valores de ΔK intermedios, donde se muestra el comportamiento descrito anteriormente;
la trayectoria de grieta fue transgranular, de tal manera, que la grieta al propagarse
durante las pruebas de PGF, fue atravesando los granos, haciendo tortuoso su avance,
además en la figura 44(b) se aprecia un agrietamiento secundario.
Figura 44. Microestructura del borde de la grieta de la zona metal base
vista en el MEB.
Cabe señalar que las probetas de la zona del MB presentaron una mayor tenacidad a la
fractura en comparación con las otras dos zonas de estudio, este comportamiento fue
como se esperaba, la razón principal por la que se espera una mayor tenacidad en la
zona del MB se atribuye a las propiedades mecánicas que presento esta zona (ver tabla
4) refiriéndose específicamente al mayor porcentaje de alargamiento que presentó el
MB durante la prueba de tensión, ya que los materiales dúctiles producen una mayor
zona plástica (ver tabla 7) traduciéndose en una mayor demanda de energía durante el
agrietamiento, consumiendo más trabajo para propagarse, lo que incrementa la
tenacidad a la fractura, este comportamiento coincide con el criterio de energía de
Irwin.[49]
62
Análisis de Resultados
4.2.2. Metal depositado.
El comportamiento a la fatiga de un material no siempre está relacionado de una manera
simple con la resistencia a la tensión del material, en primera instancia, en este trabajo
se observó que la zona del MD, tuvo una mayor resistencia a la tracción así como mayor
dureza (ver tabla 4), pero fue esta zona la que presento una menor resistencia a la
propagación de grietas por fatiga, este comportamiento nos indica que el efecto de la
orientación y la microestructura influye de manera muy importante en la dirección CR.
En la figura 27 se observa la microestructura del MD en donde encontramos las
características típicas microestructurales del proceso de solidificación, como son la
orientación columnar y zonas dendríticas finas con zonas de ferrita entre las colonias
dendríticas, básicamente la baja resistencia a la fatiga que presenta esta zona es
relacionada con la microestructura más heterogénea y un tamaño de grano relativamente
pequeño (menor a 10μm) , ya que los materiales de grano fino tienden a mostrar
mayores velocidades de crecimientos de grieta y un limite de fatiga menor que los
materiales que presentan microestructuras de grano grueso, debido al efecto de
cerradura inducido por rugosidad.[20]
En la figura 44 se presenta la microestructura del borde de la grieta del MD para
valores de ΔK intermedios, observándose la heterogeneidad en su microestructura y la
trayectoria transgranular que siguió la grieta durante la prueba de PGF, así como
agrietamiento secundario; de la misma manera en las micrografías de las figuras 37 a la
39 se aprecian las características fractográficas para valores de bajos, medios y altos ΔK
las cuales corresponden a una apariencia semi-frágil provocando una baja resistencia a
la fatiga.
63
Análisis de Resultados
Figura 45. Microestructura del borde de la grieta de la zona del metal depositado
vista en el MEB.
Con respecto a la resistencia a la propagación de grietas en esta zona, presentó un valor
intermedio como se observa en la tabla 9, este comportamiento es congruente debido a
la ductilidad que presentó durante el ensayo de tensión, lo cual provoca una zona
plástica relativamente grande (ver tabla 7) ya que una zona plástica grande consume
más trabajo para formarse, lo que incrementa la tenacidad a la fractura del material.[49]
4.2.3. Zona afectada por el calor.
Por otro lado la zona que presentó una resistencia a la fatiga intermedia fue la ZAC, en
la figura 28 es mostrada la microestructura de la zona afectada por el calor, en donde
observamos dos tipos de microestructura, cerca de la línea de fusión presenta una
mezcla de grano grueso con grano fino en donde el grano grueso es ferrita alternado con
ferrita acicular que corresponde al grano fino; la segunda zona se encuentra lejos de la
línea de fusión mostrando una estructura de ferrita fina. Es importante aclarar, que
durante las pruebas de PGF, la grieta se propagó principalmente en la zona que presentó
una mezcla de ferritas, debido a que la microestructura que presentaba el grano fino se
encontraba alejada de la entalla iniciadora de grieta, de tal manera que la resistencia a la
PGF que presento la ZAC se atribuye a la microestructura ferrítica de grano grueso,
como se observa en la figura 28(b), con un tamaño de grano aproximadamente de 20μm,
64
Análisis de Resultados
ya que los materiales de grano grueso provocan que la trayectoria de la grieta se
tortuosa, incrementando la demanda de energía durante el agrietamiento[20] además la
zona de ferrita de grano grueso achata la punta de la grieta, obligando a que la
propagación de la grieta sea detenida, lo que provoca una mayor demanda de energía o
más posiblemente a la disminución de la rapidez de liberación de energía, haciendo más
lento el proceso de agrietamiento.
Esto se observa en la figura 46 en donde se presenta la microestructura del borde de la
grieta de la ZAC para valores de ΔK intermedios, en donde es evidente la trayectoria
transgranular de la grieta durante la propagación, además se puede observa
agrietamiento secundario.
Figura 46. Microestructura del borde de la grieta de la zona afectada por el calor
vista en MEB.
En la tabla 9 se observa que la ZAC presentó el valor más bajo de tenacidad a la
fractura, esto es atribuido a que esta zona presentó los valores más bajos en la prueba de
tracción, específicamente refiriéndose al esfuerzo de cedencia (ver tabla 4) debido a que
la tenacidad a la fractura es análoga al esfuerzo de cedencia, por lo tanto, al ser este
menor disminuye la tenacidad a la fractura de esta zona, además la zona plástica
calculada para la ZAC fue la más pequeña en comparación con las zonas del MB y el
MD y esto se manifiesta directamente en la tenacidad a la fractura, exhibiendo un valor
bajo.
65
Conclusiones
V. Conclusiones.
1. El presente trabajo fue útil para comprobar que las probetas SEN Curvas de
flexión en tres puntos son viables para evaluar las velocidades de propagación de
grietas por fatiga, permitiéndonos evaluar orientaciones en donde las probetas
estándar por su forma y dimensiones es complicado su ensayo.
2. Se obtuvieron graficas de velocidades de propagación de grietas por fatiga para
las zonas de metal base, metal depositado y la zona afectada por el calor, en la
dirección CR de una soldadura tipo SAW de un acero API 5L42, encontrando
que la zona del metal depositado y la zona afectada por el calor se comportaron
de acuerdo a la ley de Paris, a diferencia del metal base, presentando una gran
dispersión de datos debido a que la grieta se propagó en la dirección transversal
a la orientación preferencial y bandeamiento de la microestructura de esta zona
que son resultado del proceso de conformado del material. Posteriormente se
calcularon las constates de Paris para esta tres zonas; estos datos son publicados
por primera vez en este trabajo.
3. Las constantes de Paris obtenidas para el metal base son C = 2x10-7 y m = 5, el
metal depositado presentó una C = 6x10-7 y m = 5.35 mientras que la zona
afectada por el calor se obtuvo una C = 5.5x10-7 y m = 5.29.
4. Se analizó la validez de los resultados obtenidos bajo criterios de la mecánica de
fractura lineal elástica, encontrando que las pruebas para las tres zonas de
estudio son validas.
5. La zona de mayor resistencia a la propagación de grietas por fatiga, es la del
metal base (m=5.0) en comparación con la zona afectada por el calor
(m=5.29), la cual tuvo una resistencia intermedia y la zona del metal depositado
(m=5.35) que mostró la menor resistencia.
66
Conclusiones
6. Las diferencias de rapidez de propagación de grietas por fatiga entre cada zona
de estudio, se atribuyen a la relación de la trayectoria de propagación de la grieta
durante la prueba de propagación de grietas por fatiga con respecto a la
orientación de la microestructura presente en cada zona, así como a las
diferencias en tenacidad a la fractura entre las zonas.
67
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