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8º CONGRESO IBEROAMERICANO DE INGENIERIA MECANICA
Cusco, 23 al 25 de Octubre de 2007
DETERMINACIÓN DE LA TEMPERATURA DE REFERENCIA T0 DE LA
CURVA MAESTRA EN ACEROS DE ALTA RESISTENCIA Y BAJA
ALEACIÓN
Sandro V. Polanco Espezua*, Valdir Alves Guimarãesº, Ricardo B. Penteado1.
*, º, 1 UNESP Campus de Guaratinguetá, Av. Dr. Ariberto Pereira da Cunha, 333. CEP: 12516-410,
*e-mail: [email protected] , ºe-mail: [email protected]
RESUMEN
Materiales estructurales utilizados en el proyecto de equipamientos y instalaciones industriales
pueden presentar cambios de su comportamiento a la fractura cuando se varía la temperatura. Este tipo de
comportamiento caracterizase por la existencia de una curva de transición, donde existen 3 regiones bien
definidas: las plataformas inferiores e superiores y la región de transición. En la región de transición, los
resultados experimentales presentan alta dispersión y son bastantes dependientes de la geometría
ensayada. Para solucionar este problema, fue desarrollado un modelo analítico experimental, que resulto
en la edición de la norma ASTM E1921-97. El trabajo propuesto incluye un estudio de la influencia de
diversas rutas de tratamientos térmicos aplicadas en un acero de calidad API utilizado por la industria
petrolífera y un acero A516 actualmente utilizado por la industria nacional de vasos de presión, en la
microestructura, propiedades mecánicas de tracción y tenacidad a la fractura. Los resultados obtenidos
demostraron a viabilidad de aplicaciones del método propuesto por la ASTM para las diversas
microestructuras estudiadas ampliando la aplicación de la metodología propuesta que recomienda el
ensayo apenas para aceros ferríticos.
PALABRAS CLAVE: Mecánica de la fractura, transición dúctil-frágil, curva maestra.
INTRODUCCIÓN
Algunos materiales estructurales presentan un comportamiento a la fractura que son alterados con la
temperatura. Tal alteración de comportamiento es representado por una curva de transición (figura 1),
donde dos regiones aparecen bien definidas: una región de comportamiento dúctil del material,
caracterizado por las altas temperaturas y también conocida como el plataforma superior, y otra que esta
asociada a temperaturas bien bajas, donde el material presenta un comportamiento frágil, también llamada
de plataforma inferior. Entre esas dos regiones encontramos la transición dúctil-frágil, así denominada por
el hecho de ser una región donde, en un dado intervalo de temperatura, los cambios se manifiestan mas
intensamente y por el hecho del material presentara un comportamiento mixto de dúctil y frágil.
Figura 1 - Comportamiento a la Fractura de Aceros Ferríticos
A transición dúctil-frágil se caracteriza por ser una mezcla de dos mecanismos de fractura.
Inicialmente la región de la punta de la fisura se deforma plásticamente causando un crecimiento estable
de la fisura por una determinada extensión hasta que, súbitamente, ese proceso es interrumpido por un
evento de clivaje con consecuente falla del componente, por fractura en modo frágil. A elaboración de
nuevas normas para atender esas regiones han sido estimuladas por los organismos normativos
internacionales, muchas de ellas ya aprobabas, como la norma ASTM E1921-97 [1,2], desarrolladas por
el consorcio ASTM-Oak Ridge Nacional Laboratory (ORNL).
Un aspecto a ser analizado en la región de transición es el de dispersión de los valores de tenacidad
medidos, mismo cuando obtenidos a partir de ensayos realizados en cuerpos de prueba de una misma
geometría e tamaño, confeccionados a partir de una misma corrida de un acero, como por ejemplo lo
mostrado en los estudios de Wallin (1984) [3] con el A508 clase 3. De las observación de resultados
obtenidos en otro estudio semejante [4] con un acero alemán DIN 20MnMoNi55, se puede percibir que,
al ser considerar los valores de tenacidad a la fractura en la transición (Jc) a una temperatura de -90oC, se
encuentran una variación de 16,9 a 357,4 KJ/m2, o sea una región de mas de 1:20. Delante de tales
evidencias experimentales, se asume que la solución para tratar los resultados obtenidos en la temperatura
de transición debe pasar por una evaluación estadística.
Para solucionar este problema, un modelo analítico-experimental denominado Curva Maestra
(Master Curve) fue desarrollado, teniendo sido validado para algunos aceros ferríticos de uso nuclear
[5,6,7]. El estudio propuesto en este proyecto ten como principal finalidad extender la aplicación de la
metodología definida por la ASTM E1921-97 a otros materiales estructurales actualmente en uso por la
industria aeronáutica, aeroespacial e por la industria de tuberías, realizando un analice cuantitativo e
cualitativo de los aspectos microestrucutrales involucrados.
De acuerdo con la ASTM E1921-97, los ensayos son realizados de forma a se obtener un mínimo de
seis resultados válidos. Los cálculos utilizados para la obtención de la temperatura de referencia T0 son
realizados en términos de los valores de K. En tanto, los valores de J obtenidos deben ser convertidos para
un valor correspondiente de K. El motivo de esta transformación es el de que los estudios desarrollados en
VTT (Finlandia) y en la ORNL (EUA) que llevaron a la obtención del valor limite de tenacidad mínima y
constantes de distribución de Weibull utilizada en los analices que eran validos solamente si la tenacidad
fuese expresa en términos de K [8]. Por tanto, el factor de intensificación de tensiones (KJC) de iniciación
de clivaje obtenidos a partir de las medidas de los valores de JC puede ser calculado utilizando la ecuación
1.
(1)
KJC= (JC.E)1/2
Para el tratamiento estadístico de los valores de KJC es utilizado la distribución de Weibull
triparamétrica modificada conforme la ecuación 2 donde a única incógnita es K0.
⎡ N
4
⎢ ∑ ( K Jc ( i ) − K min )
i =1
K0 = ⎢
1/ 4
⎢ ( r − 0 ,3068 )
⎢
⎣
⎤
⎥
⎥
⎥
⎥
⎦
1/4
(2)
+ K min
En esta ecuación r es o número de resultados válidos, N es el número total de muestras ensayadas y
Kmín = 20 MPa.m1/2. En seguida el valor de K0 es entonces transformado para un valor medio de tenacidad
en la temperatura del cual es realizada los ensayos KJC(med), utilizando la ecuación 3.
(3)
KJC(med)=( K0 - Kmin )[ ln(2) ]1/4 +Kmin
El valor de KJC(méd) será utilizado tanto en la obtención de T0, la temperatura de referencia en la
región de la temperatura de transición, en cuanto para la construcción de la curva maestra definimos la
variación de la tenacidad a la fractura con la temperatura. La relación temperatura versus tenacidad es
universal para los aceros ferríticos [9], un valor de temperatura correspondiente a un determinado valor de
tenacidad, puede ser determinado. La temperatura de referencia T0 en la región dúctil-frágil es definida
como la temperatura correspondiente a KJC(med) = 100MPa.m1/2, en un cuerpo de prueba de tamaño 1T
(espesura de una pulgada). La curva maestra puede ser trazada utilizando la ecuación 4, donde T es la
temperatura de realización de los ensayos y T0 la temperatura de referencia en la región de transición.
(4)
T0 = T - (1/0.019). ln [ ( KJC(med)-30) / 70]
MATERIALES E MÉTODOS
Las muestras evaluadas fueron dos aceros HSLA (alta resistencia y baja aleación), uno de calidad
API 5L X70, típico para proyectos de tuberías petrolíferas y otro ASTM A516, utilizado por la industria
de vasos de presión. La composición química en peso de los principales elementos, para los dos
materiales, están listados en la tabla 1.
Tabla 1 – Composición química en porcentaje de peso de los principales elementos de los aceros API 5L
X70 y ASTM A516.
Material
API
X70
ASTM
A516
C
Si
Mn
P
5L 0,09 0,21 1,68 0,02
4
0,19 0,23 1,06 0,01
6
S
Ni
Cr
Mo
Cu
Al
0,00 0,02 0,02 0,01 0,01 0,02
3
V
Nb
0,015
0,030
0,050
0,020
0,003
0,018
9
0,00 0,24 0,02 0,01 0,31 0,03
3
Ti
6
Cuatro grupos de muestras fueron tratados de acuerdo con las rutas establecidas en la tabla 2 con la
intención de obtener las siguientes microestructras: martensita revenida y en las demás condiciones
martensita, ferrita y bainita con variadas fracciones volumétricas. Fueron utilizados dos temperaturas de
austenización, 920 oC y 870 oC aplicando tazas de resfriamiento diferenciadas para producir cuatro
condiciones metalúrgicas diferentes. Todas las muestras fueron calentadas en horno eléctrico del tipo
mufla y mantenidas por 40 minutos para homogenización de la temperatura,
Tabla 2 – Rutas de tratamientos térmicos aplicados en los dos aceros estudiados.
NOMENCLATURA
API X70 CF
API X70 920 - 16 °C/s
API X70 920 - 23 °C/s
ASTM A516 CF
ASTM A516 – 870 - 23 °C/s
ASTM A516 – R350
CONDICIÓN METALÚRGICA
Material API X70 en estado como fornecido.
Calentamiento a 920 °C y mantenido por 40 minutos;
Enfriamiento a 16 °C/s.
Calentamiento a 920 °C y mantenido por 40 minutos;
Enfriamiento a 23 °C/s.
Material ASTM A516 en estado como fornecido.
Calentamiento a 870 °C y mantenido por 40 minutos;
Enfriamiento a 23 °C/s.
Calentamiento a 870 °C y mantenido por 40 minutos;
Enfriamiento a 50 °C/s. Revenido a 350ºC por 30 minutos
Fueron fabricados tres tipos de cuerpos-de-prueba: probetas de impacto tipo Charpy, tracción y de
mecánica de fractura del tipo C(T) cuyas configuraciones están representadas en la figura 2. Los ensayos
de impacto del tipo Charpy fueron realizados de acuerdo con la norma ASTM E23-97 en temperaturas
variadas de -120 oC a 25 oC. Una parte de los cuerpos-de-prueba fueron pre-fisurados en un dispositivo
instrumentado para nucleación de fisura por fatiga desarrollado en el Departamento de Materiales y
Tecnología (DMT) [10]. Los ensayos de mecánica de la fractura fueron realizados de acuerdo con la
norma ASTM E1921-97 y ASTM E1820-99a.
Las temperaturas de ensayo utilizadas para la determinación de la curva maestra según la
metodología propuesta por la ASTM E1921-97 fueron seleccionados en función de los resultados de
ensayo de impacto en cuerpos de prueba pre-fisurados de acuerdo con la ecuación 5, donde T28J es la
temperatura correspondiente a una absorción de 28J de energía debido a la fractura.
Tens = T 28J – 50 °C
25
5
30
R 10
40
100
1.25 ±0.010
B=0.5
W±0.005
0.21W ma )
0.375
0.1W
0.1
1.2
±0.010
0.188W
Figura 2 – Geometría de los cuerpos-de-prueba utilizados en la caracterización mecánica.
(5)
RESULTADOS Y DISCUCIÓN
Las micrografías de la figura 3 muestran las microestructuras obtenidas para los dos materiales
estudiados en la condición como-fornecido. Los dos materiales presentan microestructuras
ferritico-perlítica, con textura de laminación bien definida. Entre tanto, fue posible verificar claramente
que los aceros ASTM A516 presentan granulación bien grosera cuando comparadas con el acero API 5L
X70.
La figura 4 ilustra las microestructuras de los dos aceros en las diversas condiciones estudiadas.
Fueron obtenidas microestructuras multiconstituidas de ferrita, bainita y martensita para las muestras
enfriadas a 23 °C/s y 16 °C/s (en la figura 4. (a), (b) e (c). La condición A516 R350 presento una
microestructura martensitica revenida).
Los resultados de los ensayos de tracción del material en estado como-fornecido enlistados en la
tabla 3 nos permiten observar, que los valores de resistencia mecánica están próximos a los valores
especificados por la norma API y ASTM (σe ≥ 482 MPa, σt≥ 565MPa para la clasificación X70 de la
norma API 5L y σe ≥ 260 MPa e σt entre 485 a 620MPa para la clasificación A516 grado 70 de la norma
ASTM). Después de los tratamientos térmicos, puede ser verificado inicialmente que no hubo diferencia
significativa de los comportamientos mecánicos entre los materiales API 5L y ASTM A516 cuando
enfriados a 23 ºC/s. Entre tanto se verifico aumento expresivo de resistencia mecánica para la condición
A516 R350.
(a)
(b)
Figura 3 – Microestructura de los aceros en el estado como fornecido revelando la textura asociada a el
proceso de laminación. a) acero API 5L X70, b) acero ASTM A516. Ataque con Nital 2% y observación
en Microscopio Óptico.
(a)
(b)
(d)
(c)
Figura 4 – Microscopia de los aceros después de los tratamientos térmicos (a) API 5L X70 23ºC/s; (b)
API 5L X70 16 ºC/s, (c) A516 23 ºC/s, (d) A516 R350.
Tabla 3 – Resultados de los ensayos de tracción para el acero API 5L X70 y ASTM A516.
CONDIÇÃO
API X70 CF
API X70 920 - 23 °C/s
API X70 920 - 16 °C/s
ASTM A516 CF
ASTM A516 - 870 - 23 °C/s
ASTM A516 – R350
σ esc. (MPa)
464.8 ± 1,5
510,58±13,4
496,34± 30,6
333,83± 25,3
535,3 ± 20,7
948,3 ± 45,5
σ max. (Mpa)
552,2 ± 8,2
700,6 ±18,6
693,2 ± 27
513,7 ± 4,1
746,4 ± 48,8
1023 ± 31,0
Along.(%)
25,9
19,6
24,1
28,7
17,0
13,5
E, GPa
207,3
114,4
117,2
211,5
119,8
205,5
(σe/σt)
0,84
0,73
0,72
0,65
0,72
0,92
La tabla 4 sintetiza las temperaturas correspondientes a la energía de impacto de 28J designadas por
T28JCV y T28JPT cuando ensayadas con cuerpos-de-prueba entallados y pre-fisurados por fatiga
respectivamente. Están aún relacionada en esta tabla la temperatura de referencia T0 obtenida por medios
de os ensayos de tenacidad a la fractura en términos de KJC. La figura 5 presenta las curvas maestras
obtenidas para cada condición metalúrgica estudiada.
Tabla 4 – Temperatura corresponde a la energía de 28J durante ensayo charpy
CONDICIÓN
API X70 CF
API X70 920 - 23 °C/s
API X70 920 - 16 °C/s
ASTM A516 CF
ASTM A516 - 870 - 23 °C/s
ASTM A516 – R350
T28JCV
-140
-103
-98
-85
-80
-30
T28JPT
-60
-32
-20
-30
-10
20
T0
-85,9
-52,1
-38,8
-50,2
-33,9
2,5
El efecto de la variación microestructural entre las muestras sobre la tenacidad del material puede ser
correlacionada con los valores de temperatura determinados tanto por el ensayo de impacto basado en la
absorción de energía de 28J así como por la temperatura T0 que es basada en una tenacidad
correspondiente a 100 MPa.m1/2. De modo general los resultados obtenidos para el acero API 5L X70 en
estado como-fornecido presentan valores mayores de energía absorbida y temperaturas menores, basadas
en la temperatura de referencia T0 y T28J, cuando comparados con el acero ASTM A516. El aumento de
los valores de tenacidad en materiales metálicos normalmente es conseguido con a reducción de la
cantidad de impurezas y procesamiento mas riguroso que posibilite la obtención de materiales con mejor
control microestructural. Los tratamientos termomecánicos de productos planos han posibilitado la
producción de materiales con microestructuras mas refinadas, menores contenidos de carbono y pocas
adiciones de elementos de aleación [11]. De tal forma, el mejor desempeño del acero API 5L X70 puede
ser atribuido a su procesamiento, cuyo reducido tamaño de grano, posee importancia fundamental en el
aumento simultáneo de resistencia mecánica y tenacidad cuando comparado con el acero ASTM A516.
3500
1200
K jc = 3 0 + 7 0 * e x p (0 ,0 1 9 * T - 1 2 7 ,5 )
o
T e m p .d e E n s a yo = -9 5 C
o
A P I C F T o = -1 2 7 ,5 C
3000
95%
1000
Kjc = 30 +70 * exp(0,019 * T - 66,5)
o
Tem p.de Ensayo= -70 C
o
API R16 To = -66,5 C
95%
1/2
K jc , (MPa.m )
1/2
K jc , (MPa.m )
2500
2000
1500
1000
800
600
400
5%
5%
200
500
0
0
-2 0 0
-1 5 0
-1 0 0
-5 0
0
50
-200
-150
o
1600
Kjc = 30 +70 * exp(0,019 * T - 70,18)
o
Temp.de Ensayo= -70 C
o
o
API 820 23 C/s To = -70,18 C
2000
1800
1/2
K jc , (MPa.m )
1/2
K jc , (MPa.m )
95%
1000
800
600
Kjc = 30 +70 * exp(0,019 * T - 89,6)
o
Temp.de Ensayo= -75 C
o
A516 CF To = -89,6 C
95%
1400
1200
1000
800
600
400
5%
400
5%
200
200
0
0
-150
-100
-50
0
-200
50
-150
0
50
(d)
600
1100
Kjc = 30 +70 * exp(0,019 * T - 47,8)
o
Temp.de Ensayo= -50 C
O
o
A516 R23 C/s To = -47,8 C
550
500
Kjc = 30 +70 * exp(0,019 * T - 27,5)
o
Temp.de Ensayo= +15 C
o
A516 R350 To = -27,5 C
95%
450
1/2
K jc , (MPa.m )
800
1/2
-50
Temperatura, C
(c)
K jc , (MPa.m )
-100
o
o
Temperatura, C
900
50
1600
1200
1000
0
(b)
1400
-200
-50
Tem peratura, C
(a)
1800
-100
o
T e m p e ra tu ra , C
700
95%
600
500
400
400
350
300
250
200
300
5%
200
150
5%
100
100
50
0
-200
-150
-100
-50
0
o
Temperatura, C
(e)
50
0
-200
-150
-100
-50
0
50
o
Temperatura, C
(f)
Figura 5 – Curva maestra obtenida para las diversas condiciones metalúrgicas estudiadas exhibiendo una
temperatura de referencia T0, correspondiente a una tenacidad de 100 MPa.m1/2.
Con relación a la metodología propuesta la principal cuestión a ser analizada es evaluar la precisión
del método cuando el material presente microestructuras multiconstituidas habiendo la ocurrencia de
bainita y martensita. Para las diversas condiciones estudiadas los resultados fueron satisfactorios, siendo
que el método fue preciso para detectar pequeñas diferencias de comportamiento mecánico que no fueron
detectadas por los ensayos de tracción, como puede ser verificado en el caso de las muestras del acero
API 5L X70 tratadas térmicamente.
La norma ASTM E1921-97 recomienda que la sección de la temperatura de ensayo realizado
mediante la aplicación de la ecuación 5 donde la constante C debe asumir el valor de -28 °C cuando es
utilizado cuerpos-de-prueba charpy entallados y -50 °C para los cuerpos-de-prueba pre-fisurados por
fatiga. Entre tanto evidencias experimentales han demostrado que estos valores no se aplican para
cualquier geometría de cuerpos-de-prueba, como verificado por Rabello (2001) [12] y Brumovsky (1999)
[13] que determinaron que el valor mas adecuado para esta constante sería de -35°C. Observando los
resultados obtenidos en este trabajo fue constatado que la recomendación de la norma es perfectamente
viable, pues la utilización de temperatura de teste considerando C = - 35°C reduciría las diferencias entre
T y T0 mejorando la aplicabilidad de este método, basado en los resultados de los ensayos del tipo charpy
con cuerpos-de-prueba pre-fisurados por fatiga. Entre tanto, en el caso de la condición A516 R350, donde
hay un predominio de la microestructura martensitica revenida, ninguna de las correlaciones pueden ser
consideradas válidas. La recomendación de la norma indica, en función de los resultados de impacto en la
temperatura de ensayo en torno de -30°C. En tanto, las muestras ensayadas en esta temperatura sufrieron
fractura por clivaje sin ninguna evidencia de crecimiento estable de la fisura, que inviabiliza la aplicación
del método. Para esta condición microestructural fueron obtenidos resultados satisfactorios cuando el
ensayo fue realizado a 15°C que corresponde a un valor de la constante C de apenas 5°C.
CONCLUSIONES
El acero API 5L X70 presento mejores propiedades mecánicas que los aceros ASTM A516, tales
como límite de resistencia a la tracción y fluencia, y menor temperatura de transición. Esta diferencia de
comportamiento puede ser atribuida al tipo de procesamiento del acero API 5L X70, obtenido por
laminación controlada y consecuentemente la reducción del tamaño de grano.
La recomendación de la norma de la norma ASTM E1921-97 cuanto a selección de la temperatura de
ensayo debe ser revisada considerando valores diferentes de la constante C en función del
comportamiento del material a ser ensayado.
Los cuerpos-de-prueba charpy pre-fisurados presentan ventajas con relación a los convencionales,
propiciando menores dispersiones de los resultados, facilitando la definición de la temperatura de ensayo
para aplicación del método propuesto por la norma ASTM E1921-97.
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