Evaluación de la Termofluencia a 600°C de un Acero ...

Escuela Superior de Ingeniería Química

e Industrias Extractivas

Departamento de Ingeniería en Metalurgia y Materiales

Evaluación de la Termofluencia

a 600°C de un Acero

Ferrítico A387 Gr.5 C2

Tesis

Que para obtener el Grado de Maestro en

Ciencias en Ingeniería Metalúrgica

P R E S E N T A

Ing. Tania Soriano Cruz

Directores de tesis

Dra. Maribel Leticia Saucedo Muñoz

Dr. Víctor Manuel López Hirata

Ciudad de México, Enero de 2018

Instituto Politécnico Nacional

Agradecimientos En primer lugar al Instituto Politécnico Nacional por brindarme la oportunidad

de estudiar una maestría de calidad, con una educación integral y gratuita que

me ayudo a crecer como persona y como profesionista.

A la Escuela Superior de Ingeniería Química e Industrias Extractivas por

permitirme realizar en sus instalaciones esta investigación y también agradezco

el tiempo que estuve en esta institución el buen trato de todo el personal que la

conforma.

A los programas de becas CONACYT y BEIFI por la aportación económica

otorgada la cual fue de mucha ayuda para culminar esta etapa con éxito.

A mis asesores de tesis la doctora Maribel Leticia Sucedo Muñoz y el doctor

Víctor Manuel López Hirata, por la aportación de tema las ideas y mejoras que

hicieron a este trabajo también agradezco la paciencia y el tiempo brindados.

A los integrantes de la comisión revisora de tesis:

Dra. Lucia Graciela Díaz Barriga Arceo

Dr. Diego Israel Rivas López

Dr. Héctor Javier Dorantes Rosales

Dr. Jorge Luis González Velázquez

Los cuales contribuyeron a la mejora de este trabajo, gracias a sus aportaciones

y puntos de vista.

“El agradecimiento es la memoria del corazón”

Dedicatorias

Principalmente a dios que me dio la oportunidad de recorrer este camino con

salud, dicha y amor. “Puedes nacer con suerte en la vida y lograr algo. Puedes

tener apoyo, ayuda y lograr bastante. Puedes poner Tu Vida delante de DIOS

y lograrlo TODO”

A la memoria de mi abuelita que siempre creyó en mí y por todo el amor que

me dio hubiera querido que vieras que lo logre. Tu fallecimiento cambió mi

vida, pero mucho más lo hizo el tiempo que pasaste a mi lado. ¡Te extraño

abuelita!

A mis padres por todo el apoyo brindado por que sin ellos este logro no hubiera

sido factible, por todo el amor que me demuestran los admiro son magníficas

personas. No hay nada que valore más que el amor que me brindan mis padres,

para mí ustedes son el tesoro más preciado que la vida me ha dado. Si no fuera

por ustedes yo no estaría aquí. Nunca me cansare de agradecerles la vida, el

cariño, el amor y muchas cosas más que me dan. Los amo.

A mi hija por ser tan paciente y comprensiva a mis ausencias por todo el amor

que me brinda y por ser lo mejor de mi vida. Soy muy dichosa porque en la vida,

me han sucedido cosas muy buenas, pero lo mejor que pudo pasarme es

convertirme en madre de una pequeña tan bella como tú.

A mis hermanos porque aportan esa parte de locura que a veces me hace falta

por su apoyo incondicional y cariño.

A toda mi familia mis abuelos mis tíos y primos que me demuestran cariño y

siempre tienen unan palabra de aliento para mí.

A mis compañeros de cubículo y de posgrado que siempre estuvieron ahí para

mí, gracias por la amistad brindada.

A ti que marcaste con tu amor esta etapa de mi vida, sabes estos dos años en el

posgrado se resumen a los últimos meses.

Contenido

II

Contenido

Resumen

Abstract .............................................................................................................................................. V

Lista de figuras ................................................................................................................................. VI

Lista de tablas ................................................................................................................................... IX

Introducción ...................................................................................................................................... 1

I. Consideraciones teóricas .......................................................................................................... 2

1.1 Aceros Cr-Mo .................................................................................................................... 2

1.1.1 Efectos de los elementos de aleación ......................................................................... 3

1.1.2 Impacto de la temperatura en la microestructura de aceros Cr-Mo ......................... 6

1.1.3 Acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 ............................................................................... 6

1.2 Pruebas a metales a temperaturas elevadas ................................................................... 9

1.2.1 Termofluencia .......................................................................................................... 10

1.2.2 Fractura por Termofluencia ..................................................................................... 12

1.2.3 Evaluación de la Termofluencia .............................................................................. 17

1.2.4 Ecuaciones para la predicción de vida de Termofluencia ...................................... 23

1.2.4.1 Ley de Norton Bayley ....................................................................................... 24

1.2.4.2 Relación de Monkman Grant ............................................................................. 25

1.2.4.3 Parámetro de Larson Miller ............................................................................. 25

1.3 Sofware Thermo-Calc ..................................................................................................... 27

1.4 Estudios de Termofluencia y su relación con la evolución microestructural de aceros

ferríticos. ...................................................................................................................................... 28

II. Desarrollo Experimental y Simulación Numérica ................................................................ 32

2.1 Desarrollo experimental ................................................................................................. 32

2.2.1 Pruebas de Termofluencia Uniaxial ......................................................................... 32

2.2.2 Corte de Muestras ..................................................................................................... 34

2.2.3 Caracterización Microestructural ............................................................................. 35

2.2 Desarrollo de la simulación numérica .......................................................................... 37

III. Resultados y Discusión ............................................................................................................ 39

3.1 Simulación con el programa Thermo-Calc ................................................................... 39

3.2 Caracterización Microestructural de acero en estado original ................................... 40

Contenido

III

3.3 Pruebas de termofluencia Uniaxial ................................................................................ 43

3.4 Caracterización Microestructural de las probetas ensayadas .................................. 54

3.4.1 Probetas Transversales ............................................................................................. 54

3.4.1 Probetas Longitudinales ........................................................................................... 56

3.5 Comparación de los resultados ..................................................................................... 58

IV. Conclusiones .......................................................................................................................... 60

Referencias Bibliográficas .............................................................................................................. 61

Resumen

IV

Resumen

En este estudio se evaluó la resistencia a la termofluencia a 600°C del acero A387 Gr.5 C2

mediante la prueba de termofluencia uniaxial variando esfuerzos de 78 MPa a 170 MPa, las

pruebas se realizaron de acuerdo a lo establecido en la norma JIS Z 2271. Asimismo, se

observó la evolución microestructural, las probetas fueros preparadas para metalografía y la

caracterización se realizó tanto al material en estado original como a las probetas después de

haber sido ensayadas, esta se llevó acabo por Microscopia Óptica y Microscopia Electrónica

de Barrido convencional, con el propósito de observar el efecto que tiene la microestructura

sobre las propiedades de termofluencia. Al mismo tiempo se realizó el estudio de la superficie

de fractura mediante MEB con el fin de conocer las características topográficas e identificar

el tipo de fractura que presenta este acero. La simulación numérica, se llevó acabo con un

programa llamado Thermo-Calc para calcular los diagramas de fases pseudobinarios y con

ellos determinar los precipitados presentes en el material durante la termofluencia.

El material que se utilizó como objeto para este estudio es un acero ferrítico 5Cr-0.5Mo

ASTM A387 Gr. 5 Clase 2, que presenta una alta resistencia a la termofluencia esto debido

a que en su microestructura muestra precipitación de carburos finos formados por la adición

de los aleantes principales Cr-Mo homogéneamente distribuidos en la matriz ferrítica.

Los resultados de las pruebas de termofluencia mostraron que el tiempo de ruptura tR

disminuye considerablemente a medida que el esfuerzo aplicado aumenta y esto es lo

esperado de acuerdo a las curvas típicas de termofluencia. Los resultados obedecen la ley de

Norton-Bailey con el valor de n=6.289 para un mecanismo de termofluencia de deformación

transgranular a través de la ferrita que da origen a la fractura tansgranular dúctil observada

en las probetas ensayadas. Los resultados también obedecen las relaciones de Monkmank-

Grant y del parámetro de Larson-Miller. La precipitación de carburos M23C6 favorece la

resistencia a la termofluencia de este acero.

Abstract

V

Abstract

This study evaluates the creep properties of the 5Cr-0.5Mo Steel by Uniaxial Creep tests and

compares the microstructural changes due to the creep tests in the as-received condition of

the material. The stresses used in the uniaxial creep test were 78-170 MPa at 600 °C. The

evaluation of the creep resistance was carried out by a uniaxial Creep the tests were carried

out according to the established in the standard JIS Z 2271. The microstructural

characterization of the steel was performed before and after the uniaxial Creep test. The

samples were prepared metallographically and were observed by optical microscopy and

conventional scanning electron microscopy, in order to observe the effect of the

microstructure on the properties of Creep. The study of the fracture surface was also carried

out by conventional scanning electron microscopy in order to know the topographic

characteristics and to identify the type of fracture.

For the numerical simulation, the Thermo-Calc program was used to calculate the

pseudobinary phase diagrams and to determine the phases present in the material.

The results showed that the tine to rupture decreased considerably as the testing stress

increased, as expected in the typical behavior of creep curves. The creep results followed the

Norton-Bailey law with a n=6.829 which suggests a ferrite transgranular deformation

mechanism that is in agreement with the transgranular ductile fracture observed in the tested

specimens. Besides, the creep results also followed the Monkman-Grant relation and the

Larson-Miller parameter. Precipitation of M23C6 carbides favored the creep strength of this

steel.

Lista de Figuras

VI

Lista de figuras

Figura Descripción Página

1 Tubería en servicio con falla por termofluencia. 14

2 Cavidades presentes en los límites de grano a) Tipo w, b) Tipo r. 15

3

Morfología del crecimiento de cavidades de termofluencia y

microfisuras en el área cercana a la grieta macroscópica en una

muestra.

16

4 Equipo utilizado para una prueba uniaxial de termofluencia. 17

5 Probeta de collarines utilizada para la prueba uniaxial de

termofluencia. 19

6 Curva teórica de termofluencia 19

7 Influencia del esfuerzo y la temperatura en la velocidad de

deformación. (a) temperatura constante, (b) esfuerzo constante. 22

8 Diagrama de flujo del desarrollo experimental. 32

9 Dimensiones de la probeta para la prueba uniaxial de termofluencia. 33

10 Máquina automática de corte de precisión Minitom. 34

11

Cortes realizados a las probetas ensayadas por termofluencia.

35

12 Microscopio óptico marca Nikon modelo Eclipse MA200. 36

Lista de Figuras

VII

13 Microscopio Electrónico de Barrido JEOL-JSM6300. 36

14 Partes observadas de las probetas longitudinales. 37

15 Diagrama del desarrollo de la simulación numérica. 38

16 Diagrama Pseudobinario para el acero A387 Gr.5 C2. 40

17

Microestructura del MEB para el acero A387 Gr.5 C2en estado

original, a) 3000x b) 5000x.

41

18 Espectro EDX-MEB del análisis de los precipitados del acero A387

Gr.5 C2 en su condición original.

42

19 Curvas de Termofluencia para las pruebas realizadas en el acero

A387 Gr.5 C2.

43

20

21

Curvas de Termofluencia para las pruebas realizadas en el acero

A387 Gr.5 C2. Gráfica de ejes amplificados.

Curvas para determinar 𝜀�̇�𝑖𝑛 de las pruebas de termofluencia.

44

45

22

23

Gráfica de la Ley de Norton-Bailey para el acero A387 Gr.5 C2.

Gráfica de la Relación de Monkman-Grant para el acero A387

Gr.5.

46

47

Lista de Figuras

VIII

24

25

Gráfica del parámetro de Larson Miller para el acero A387 Gr.5

C2.

Probetas ensayadas por termofluencia uniaxial del acero A387 Gr.5

C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y

f) 170 MPa.

49

50

26

27

Fotografías del MEB de las puntas de la superficie de fractura para

las pruebas de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78

MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.

Fractografias del MEB resultados de las de termofluencia uniaxial a

600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa,

d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.

52

53

28

Microestructura del MEB 5000x de las probetas transversales

después del ensayo de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5

C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f)

170 MPa.

55

29

Microestructura del MEB 3000x de las probetas longitudinales

después del ensayo de termofluencia uniaxial a 600° C del acero

A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e)

130 MPa y f) 170 MPa.

57

Lista de Tablas

IX

Lista de tablas

Tabla Descripción Página

1 Comparación de temperaturas de tres tipos de aceros 4

2 Distintos tipos de grado para los aceros ASTM A387 7

3 Propiedades mecánicas de los aceros ASTM A387 Gr5 8

4 Composición Química del acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 8

5 Constante C del parámetro Larson-Miller 27

6

Composición química del reactivo de ataque Nital 5% para100 ml de

solución

35

7

Resultados de los cálculos de reducción de área y elongación de las

probetas evaluadas por termofluencia uniaxial

51

8 Resultados de las pruebas de termofluencia uniaxial 58

Introducción

1

Introducción La termofluencia es un modo de daño muy común en materiales utilizados en plantas de

energía, que en la etapa final conduce a la nucleación y crecimiento de cavidades y finalmente

ocurre una falla catastrófica. Los aceros ferríticos de baja y media aleación se denominan

aceros resistentes al calor y se caracterizan por ser materiales aptos para utilizarse en la

fabricación de componentes mecánicos que en servicio están sometidos a altas temperaturas

entre 260 a 650ºC y además poseen resistencia a la oxidación a alta temperatura. Estos se

utilizan en plantas químicas y petroquímicas, turbinas, intercambiadores de calor, entre otras.

Estos aceros deben contar con microestructuras que se mantengan estables a altas

temperaturas de operación, con el fin de mantener su resistencia mecánica [1-3].

Una aleación de este tipo es el acero 5Cr – 0.5Mo ASTM A387 Gr. 5 Clase 2, que se

utilizará como objeto para este estudio su contenido máximo de carbono es de 0.15% y la

característica principal por lo cual se eligió para este trabajo es que presenta una buena

resistencia a la termofluencia de hasta 650 °C. Debido a la formación de carburos finos

dispersos en la matriz ferrítica. Se han realizado estudios de resistencia a la termofluencia de

diferentes tipos de aleaciones, pero en específico de la aleación ASTM A387 Gr5 Clase 2 no

se ha encontrado ningún reporte que especifique el mecanismo de termofluencia de este

acero. Este mecanismo es de suma importancia ya que ayudará a predecir el tiempo de vida

en servicio que tendrá el componente fabricado con esta aleación.

El programa Thermo-Calc es un software que hoy en día es muy utilizado para la

simulación numérica de diagramas de fase binarios, ternarios y multicomponentes que

ayudan a la determinación de las fases presentes en el material, y es por eso que se utilizará

en este estudio. Es decir, permite predecir el tipo de carburos que se formarán durante el

proceso de termofluencia a alta temperatura.

Por lo anterior, el objetivo de este estudio es evaluar la resistencia a la termofluencia de un

acero ferrítico ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 a 600°C y la relación con la microestructura en la

termofluencia para entender el mecanismo de termofluencia.

Consideraciones Teóricas

2

I. Consideraciones teóricas

En la práctica industrial, muchos aceros se utilizan para gasoductos o recipientes a presión

que estén sometidos a termofluencia y con el fin de mantener la resistencia mecánica de los

aceros resistentes al calor bajo estas condiciones, las aleaciones deben poseer

microestructuras que se mantengan estables en operación. Es por ello que en su fabricación,

se busca mejorar la resistencia a la termofluencia y a la oxidación a altas temperaturas, para

ello agregan aleantes como Cr, Mo, Ni, W, Nb, V, Ti, Al y Si que proporcionan estas

características [4].

Existen las siguientes categorías para determinar cómo se ubican dichos aceros

termoresistentes:

•Aceros al Carbono

•Aceros al Carbono-Molibdeno (C-Mo)

•Aceros al Cromo-Molibdeno (Cr-Mo)

•Aceros inoxidables (ferríticos, martensíticos y austeníticos)

Los aceros termoresistentes que se utilizan en centrales térmicas deben ser capaces de

cumplir los requisitos específicos establecidos para la fiabilidad y la operación.

• Alta eficiencia térmica

• Capacidad operativa en los rangos de carga media y máxima

• Duración en servicio de al menos 200 000 h

• Alta disponibilidad

• Costos de producción competitivos


3

1.1 Aceros Cr-Mo

Los aceros C-Cr-Mo, tienen en general bajo contenido de carbono (0.15% máximo) y se

emplean en tubos de caldera y en tuberías en plantas químicas y petroquímicas. Tienen

estructura ferrítica con precipitados distribuidos en toda la matriz producto de los

tratamientos térmicos a los que son sometidos. La característica principal de estos aceros es

la buena resistencia a la termofluencia que le proporciona la adición de molibdeno y cromo,

lo que además incrementa su resistencia mecánica y a la corrosión ya que el cromo evita la

oxidación por la naturaleza pasiva de sus óxidos [5].

La resistencia a la termofluencia en los aceros Cr-Mo se deriva principalmente de dos

factores: el endurecimiento por solución solida de la matriz de ferrita por carbono, molibdeno

y cromo, y el endurecimiento por precipitación de carburos.

Los aceros ferríticos resistentes a la termofluencia tienen una microestructura con carburos

finos de aleación estable, que impiden el movimiento de las dislocaciones; sin embargo, es

inevitable que durante largos periodos de servicio o condiciones muy críticas, ocurran

cambios microestructurales que son responsables de la pérdida de resistencia del material.

Los aceros Cr-Mo que su contenido es de 5, 7 y 9 % Cr tienen como característica una mayor

resistencia a la termofluencia, ya que la resistencia mecánica a altas temperaturas mejora al

aumentar el contenido de este elemento que permite la formación de más carburos en la

matriz [6].

Estos aceros se utilizan frecuentemente a temperaturas de entre 540 y 650ºC, y son de baja

y media aleación resistentes a la termofluencia que contienen usualmente cantidades de

cromo entre 5 y 9% y entre 0.5 y 1% Mo para aumentar la resistencia a la termofluencia.

El cromo endurece tanto por solución sólida como por formación de carburos además le da

al material una alta resistencia a la oxidación. Asimismo, la presencia de molibdeno inhibe

la difusión de impurezas (P, As, Sb) en los límites de grano. También pueden adicionarse

pequeñas cantidades de formadores de carburos como V, Nb y Ti para aumentar la resistencia


4

mecánica por precipitación y/o por refinamiento del tamaño de grano. Las composiciones

químicas y las propiedades mecánicas de estos aceros varían en base al contenido de los

aleantes [6].

En la tabla 1 se enlistan las temperaturas máximas de servicio de cuatro distintos tipos aceros

basados en pruebas de termofluencia y de la ruptura que han presentado.

Tabla 1. Comparación de Temperaturas de cuatro tipos de aceros [6]

Material Máxima temperatura

Basada en

Termofluencia °C

Máxima temperatura

Basada en Ruptura

°C

Acero al carbono 450 540

C-0.5Mo 510 595

2.5Cr-Mo 540 650

Acero inoxidable 304 595 815

1.1.1 Efectos de los elementos de aleación

Las propiedades mecánicas de los aceros son determinadas principalmente por la

composición química, el tratamiento térmico que se le aplica pero los elementos de aleación

son un factor importante para determinar las propiedades que tendrán estos materiales y a

continuación se describe a detalle el efecto que tiene cada uno en el acero así como sus

rangos de composición:

Cromo (Cr): en un contenido de 5 a 25%, Previene la oxidación y la corrosión a temperatura

alta, y en un contenido mayor a 12 %, forma carburos y endurece por solución sólida. La

presencia de este elemento por sí mismo, da una cierta mejora en la resistencia a la

termofluencia [7].


5

Molibdeno (Mo): en un contenido de 0.1 a 1%, El molibdeno es un elemento de aleación

esencial en aceros ferríticos donde se requiere una buena resistencia a la termofluencia por

arriba de los 450°C, incluso en pequeñas cantidades, el molibdeno aumenta la resistencia a

la deformación de estos aceros a altas temperaturas. Para obtener una mayor resistencia a la

termofluencia se puede incrementar el contenido de molibdeno a 1%, pero a expensas de

reducir la ductilidad. El molibdeno es un estabilizador y formador de carburos y evita

grafitización [8].

Carbono: permitido un contenido de hasta 0.20%, aumenta la resistencia y la templabilidad

del acero a temperatura ambiente, pero disminuye la soldabilidad y la tenacidad. En aceros

al carbono y aceros de carbono-molibdeno destinados a servicio a altas temperaturas, el

contenido de carbono se limita aproximadamente al 0.20%. Para aceros cromo-carbono, el

contenido de carbono se limita al 0.15%. El carbono aumenta la resistencia a la tensión a

corto plazo, pero no aumenta la resistencia a la termofluencia a temperaturas superiores a

540°C ya que los carburos pueden engrosar rápidamente a tales temperaturas [9].

Tungsteno (W): su contenido va de 0 a 12%, y es responsable de formar carburos y provocar

un endurecimiento por solución sólida.

Aluminio (Al): el contenido de este elemento va de 0 a 6%, brinda resistencia a la oxidación

y endurecimiento por precipitación.

Titanio (Ti): en un contenido 0 a 6%, puede formas carburos y provoca un endurecimiento

por precipitación en el material.

Niobio (Nb): con un contenido 0 a 5%de este elemento de aleación, forma carburos y

endurecimientos tanto por solución sólida como por precipitación.

Manganeso (Mn): el contenido de 0 a 1.6%, estabiliza la austenita y provoca endurecimiento

por solución sólida y por formación de carburos.

Silicio (Si): en un contenido 0 a 2.5%, previene la oxidación y la corrosión por sulfuros y

endurece por solución sólida.


6

1.1.2 Impacto de la temperatura en la microestructura de aceros Cr-.Mo

La temperatura es el parámetro principal que tiene el mayor impacto en los cambios de la

microestructura. Ya que un aumento adicional de temperatura y prolongación del tiempo de

exposición acelera la difusión de átomos de carbono y de aleación, y forma grupos de Cr-Mo

en los bordes del grano. La cantidad de carburos finos y dispersos en los granos disminuye

reduciendo la resistencia a la tracción del acero [10].

El tamaño del grano de estos materiales es un factor muy importante, ya que un grano grande

ayuda a su resistencia a la termofluencia debido a que el mecanismo por el cual la tiene lugar

la deformación es el deslizamiento y se da un ablandamiento que ocurre en su mayor parte

mediante un proceso por el cual los átomos del cristal emigran o se difunden a posiciones de

menor energía, ayudados por la alta energía térmica. Un efecto de esta difusión es que las

dislocaciones se hacen más móviles y puede desviarse alrededor de obstáculos. La difusión

parece tener lugar más fácilmente a lo largo de bordes altamente deformados (energía alta)

que a través de los cristales en sí mismos. Así un metal de grano fino, que tiene más de tales

bordes que un metal de grano grueso, está sujeto a más difusión, y consiguientemente más

termofluencia a altas temperatura [10].

1.1.3 Acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2

La designación A387 se hace para aceros que su fabricación está regida bajo los estándares

de la norma ASTM A387 y son ampliamente utilizados para fabricar componentes mecánicos

como tubos liberadores de humo, precalentadores de aire, tubos en supercalentadores,

condensadores e intercambiadores de calor. En general, aplicaciones a altas temperaturas en

la industria química y petroquímica. Se ha encontrado que la mayor aplicación de este acero

se encuentra en la industria petroquímica; debido a su alta resistencia mecánica y su

resistencia a la corrosión [11].


7

El contenido de los elementos aleantes principales Cr y Mo en este acero determinan el grado

al que pertenece, la tabla 2 muestra los distintos grados que existen en esta designación. Y

también se especifican como aceros clase 1 y clase 2 de acuerdo a su nivel de resistencia a

la tensión.

El mínimo espesor de las placas está limitado solamente a que la composición química tenga

la capacidad de cumplir los requerimientos especificados para sus propiedades mecánicas.

La temperatura de uso varía conforme al contenido de Cr que el material tenga debido a la

pasividad que este elemento provee al material [12].

Tabla 2. Distintos tipos de grado para los aceros ASTM A387 [12]

Grado Contenido de Cromo % Contenido de

Molibdeno %

2 0.50 0.50

11 1.00 0.50

12 1.25 0.50

22,22L 2.25 1.00

21,21L 3.00 1.00

5 5.00 0.50

9 9.00 1.00

91 9.00 1.00

El grado 5 de este acero tiene las propiedades mecánicas presentadas en la tabla 3. La norma

establece también que cada placa de este acero debe ser; normalizada y revenida por el

proveedor, con enfriamiento acelerado desde la temperatura de austenizado. La temperatura

mínima para el tratamiento de revenido para aceros de este grado es de 705 °C [12].


8

En general, la norma establece que el acero A387 Gr. 5 tenga un rango de composición

química específico. Y gracias a esto se comprueba que acero que se utiliza para este estudio

está bajo especificación pues presenta la concentración química que se muestra en la tabla 4.

Tabla 3. Propiedades Mecánicas de los aceros ASTM A387 Gr. 5 [12]

Propiedad Clase 1 Clase 2

Resistencia a la Tensión MPa 415-585 515-690

Resistencia a la Cedencia MPa 205 310

Elongación % 18 18

Reducción de Área % 40-45 40-45

Tabla 4. Composición Química del acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 [12]

Elemento % en Peso

C 0.096

Cr 4.531

Mo 0.454

Si 0.344

Ni 0.117

Cu 0.047

Al 0.031

Nb 0.003

V 0.009

P 0.009

S 0.0005

Ti 0.002


9

Debido a que los aceros Cr-Mo se utilizan bajo condiciones de normalizado y revenido

presentan resistencia a la cedencia y a la termofluencia relativamente altas.

En aceros de este tipo que sufren endurecimiento por deformación, el flujo viscoso tiene lugar

cuando el efecto del endurecimiento por deformación se equilibra con el ablandamiento

producido por el calor, cada incremento de deformación plástica se ve acompañado por un

incremento en la resistencia a la termofluencia, que a su vez es gradualmente disminuida por

el ablandamiento térmico que lleva a más deformación plástica, repitiéndose así el ciclo. El

mecanismo por el cual la tiene lugar la deformación es el deslizamiento. La cantidad de

deformación por termofluencia varía en función de la temperatura y la tensión. A tensiones

pequeñas y bajas temperaturas casi no existe, mientras que a temperaturas altas o tensiones

grandes llega a ser muy importante [12].

1.2 Pruebas a metales a temperatura elevada

El comportamiento que en los metales se observa al someterlos a esfuerzos a altas

temperaturas depende de la duración del periodo de prueba. Como en la industria la

expectación del periodo de vida de las piezas y maquinaria suele ser muy alta, no es posible

llevar a cabo una prueba por muchos años para determinar los materiales adecuados para la

fabricación de estos componentes. Por ello es necesario extrapolar la información basándose

en ensayos de tiempos relativamente cortos, esta extrapolación debe hacerse con gran

cuidado tomando en cuenta todos los cambios en el comportamiento del material conforme

transcurre el tiempo a la temperatura de trabajo [13].

En estas pruebas a altas temperaturas es preciso determinar la dependencia de la resistencia

a la ruptura y la resistencia a la termofluencia respecto al tiempo de aplicación del esfuerzo.

Para la investigación del comportamiento plástico de los metales a temperaturas elevadas, la

prueba de termofluencia se diseña de diferentes maneras en función del tiempo de prueba

que se quiere obtener:

Pruebas de termofluencia con pequeñas deformaciones: Esfuerzos bajos y velocidad

de deformación es baja y tarda largos periodos de tiempo en realizarse esta prueba.


10

Pruebas de esfuerzo-ruptura con mayores deformaciones: La intensidad de los

esfuerzos es mayor y la velocidad deformación también es más rápida durante

periodos más cortos de tiempo.

Pruebas de tiempo cortó a grandes deformaciones: los esfuerzos utilizados son muy

altos y hay deformaciones severas.

1.2.1 Termofluencia

Los materiales cuentan con una propiedad llamada termofluencia, que es de gran importancia

en aquellos que se utilizan para aplicaciones en componentes que trabajan a altas

temperaturas y se refiere al flujo plástico lento y continuo bajo condiciones constantes de

cargas o esfuerzos. La termofluencia en materiales generalmente se asocia con una rapidez

de tiempo de deformación que continua aún bajo esfuerzos inferiores a la resistencia de

cedencia nominal a la temperatura específica a la cual está sujeto el metal. En realidad esto

ocurre a cualquier temperatura aunque su importancia depende del material y del grado en

que se quiera evitar que la deformación continúe. No existe ninguna correlación entre las

propiedades del material a temperatura ambiente y las propiedades de termofluencia ya que

esta es afectada por las pequeñas variaciones en microestructura [14].

La termofluencia es la deformación de tipo plástica que sufre un material cuando es sometido

a alta temperatura y esfuerzo constante durante largos periodos de tiempo, aún a esfuerzos

menores que el esfuerzo de cedencia. Después de un periodo de tiempo la termofluencia

culmina en la fractura del material, dicho fenómeno es causado por procesos difusivos que

son térmicamente activados como aumento de la movilidad de las dislocaciones, disolución

y precipitación de fases entre otros.

El tamaño de grano del metal es un factor muy importante y determina las características de

termofluencia que presente [15]. Ya que a temperatura ambiente los materiales de grano fino

presentan mayor resistencia a la cedencia que los materiales de grano grueso y a temperaturas

elevadas ocurre lo contrario, debido que a temperaturas altas los límites de grano actúan como

centros para generar dislocaciones que producen termofluencia.


11

Un factor determinante para retardar el daño por termofluencia en un material es la presencia

de precipitados de una segunda fase finamente dispersa fuerte y estable que interfiere con el

movimiento de dislocaciones a través de cristal.

Un metal o aleación a temperatura ambiente, no sufre deformación plástica si se le aplica un

esfuerzo menor. Sin embargo, si la temperatura de estos materiales se aumenta, es posible

que comiencen a deformarse plásticamente aun cuando los esfuerzos aplicados sea pequeños

y finalmente fallará [16]. Entonces, se dice que el material falló por termofluencia, la

deformación plástica que sufre el material depende de la temperatura y del tiempo que la

fuerza esté aplicada. Para considerar altas temperaturas de termofluencia se dice que debe

tomar en cuenta la temperatura homologa del material que por lo general es 0.4TM, donde TM

es la temperatura de fusión.

Existen dos mecanismos principales de la deformación por termofluencia:

a) Termofluencia por dislocaciones

Se da debido a que a alta temperatura, la activación térmica ayuda a que las dislocaciones

puedan pasar los obstáculos como la resistencia de la red cristalina. El movimiento de las

dislocaciones no se realiza sobre sus planos de deslizamiento como sería el caso de una

deformación plástica causada por una sobrecarga, sino que se mueven perpendicularmente a

su plano de deslizamiento, es decir por ascenso. El que las dislocaciones se mueva, se traduce

en que el material se está deformando deforma plásticamente [17].

b) Termofluencia por flujo difusivo

Se da mediante la deformación de los granos por el flujo masivo de las vacancias en el interior

de los granos produciendo un alargamiento en la pieza y también puede dar un deslizamiento

de los límites de grano el cual tiene un papel muy importante en la fractura ya que al ser

favorecido se tiende a una fractura intergranular.


12

1.2.2 Factura por Termofluencia

Uno de los factores más críticos y determinantes para los componentes que trabajan a

temperaturas elevadas es el comportamiento de termofluencia. Debido a la activación termal,

los materiales se deforman lenta y continuamente aun incluso bajo cargas constantes y

eventualmente llegar a la falla [18]. El tiempo en el que esto suceda depende de deformación

asistida por la temperatura en componentes que están bajo cargas constantes. En

consecuencia de tal deformación, hay cambios y distorsiones dimensionales que al final

ocurre una ruptura del componente.

La mayoría de las fallas por termofluencia se encuentran en componentes de plantas térmicas,

ya que operan bajo tensiones constantes y alta temperatura y otras áreas donde se produce

este tipo de daño son las siguientes, turbinas de aviones donde las paletas de las turbinas

operan a temperaturas de 1300-1400K (1027-1127°C), y en reactores nucleares donde

trabajan las camisas a 850-950K (577-677°C) y en las industrias química y petroquímica

[19].

En el momento en que se aumenta la temperatura de un material, tanto el límite de fluencia

como el de rotura descienden. Por ello el material se hace mucho más dúctil, menos

resistente; esto es en general para todos los metales. En el caso de los aceros, la termofluencia

regularmente aparece a 600º C [20]. Este fenómeno tiende inevitablemente a la rotura debido

a la reducción de sección transversal que siempre acompaña a la elongación. La fractura

puede tener lugar de diversos modos:

a) A altas tensiones y temperaturas moderadas (involucrando tiempos relativamente cortos),

se desenvuelve como la rotura por tracción simple. Si el material es dúctil, romperá después

de una gran deformación plástica.

b) A mayores temperaturas o tiempos más largos, los metales dúctiles comienzan a perder su

capacidad para endurecerse por deformación: tiene lugar el comportamiento denominado

“acción térmica”. Si la deformación es grande, la rotura sigue siendo dúctil.

c) A altas temperaturas o largos períodos de carga, los metales pueden fracturarse con muy

poca deformación plástica. El movimiento relativo entre los granos ocasiona rupturas que se


13

abren entre ellos, cuando una fisura llega a ser lo suficientemente grande, o varias fisuras se

unen para formar una más grande, crece lentamente a través de la pieza hasta que lafractura

tiene lugar. A tensiones bajas que actúan durante mucho tiempo la deformación es a veces

casi insignificante [20].

Dependiendo del componente, la falla final puede ser delimitada ya sea por deformación o

por fractura.

Esta fractura la mayoría de las veces se da del tipo intergranular y ocurre debido a que se

forman los huecos de termofluencia, que pueden crecer y formar fácilmente cavidades y si

tales cavidades alcanzan un tamaño inicial crítico se da origen a una microfisura que al

propagarse puede finalmente causar la fractura y esto se dan debido al deslizamiento de los

límites de grano, la microgrieta se propaga cuando la deformación por termofluencia

acumulada local en la punta de la grieta alcanza la ductilidad crítica [21]. Y al mismo tiempo,

el parámetro de daño se aproxima a la unidad. Otra forma de que ocurra la fractura es el

proceso de termofluencia local puede pre existir en la punta de un concentrador de esfuerzos

puede también dirigirse al crecimiento de grietas locales y llegar a la falla.

Uno de los equipos de una planta que están sujetos a una variedad de fallas muy severas que

envuelven uno o más mecanismos son los tubos que conducen vapor. El mecanismo de falla

más importante por la severidad del daño que puede ocasionar es la distorsión que envuelve

la expansión térmica o termofluencia.

Los tubos de una caldera transportan agua en forma de vapor saturado, el cual posteriormente

pasa a los tubos del sobrecalentador por donde sale en forma de vapor sobrecalentado como

suministro de vapor vivo a los generadores principales de una planta. Ellos son fabricados

principalmente de acero de bajo carbono resistentes al calor y su temperatura de servicio es

de 250 a 500ºC [21].

Estos tubos están sujetos a una presión interna y por lo tanto existe un estado de esfuerzos

estáticos que deben resistir teóricamente, por tiempo ilimitado. Las temperaturas elevadas de

funcionamiento gradualmente producen cambios en la microestructura que reducen la

resistencia mecánica del acero [22].


14

Por lo general, muchos tubos se rompen o se curvean debido al sobrecalentamiento de larga

duración, en estas condiciones la temperatura del metal pude sobrepasar los límites de diseño

durante días, semanas, meses o más tiempo. Este tipo de sobrecalentamiento acompañado

por la acción de esfuerzos es la causa más común de fallas que cualquier otro mecanismo.

Debido a que el acero pierde mucha resistencia mecánica a temperaturas elevadas, las

probabilidades de una rotura causada por la presión de trabajo interna aumentan a medida

que se eleva la temperatura.

En fracturas de este tipo se observa a escala macroscópica la deformación plástica de la pieza

ya que se nota un cambio en la forma de la pieza como se observa en la figura 1.

Figura 1. Tubería en servicio con falla por termofluencia [22].

La fractura por termofluencia, puede tener aspectos bastantes diferentes, dependiendo del

metal y de las condiciones del ensayo. Existen dos formas bien definidas ya que es posible

iniciar las grietas en los puntos triples de los límites de grano lo que daría lugar a una fractura

intergranular y es posible obtener una fractura transgranular por la formación de huecos

dentro de los granos. Los huecos crecen y coalescen formando una grieta intercristalina. Este

tipo de fractura es la predominante cuando la tensión es baja y la rotura se produce después

de transcurrido un largo periodo de tiempo [23].


15

Un mecanismo propuesto para este tipo de iniciación de la fractura consiste en la formación

de huecos por condensación de vacancias, estos huecos crecen por difusión de las vacancias

hacia ellos, es decir, los huecos actúan como un resumidero de dichos defectos reticulares.

Por otra parte, diversos experimentos indican que no pueden formarse huecos inter cristalinos

si no se produce deslizamiento de los bordes de grano.

El deslizamiento de grano forma dos cavidades características las de Tipo w que son la que

forman una cuña en las uniones triples de los límites de grano y las de Tipo r que son

cavidades esféricas que se forman alrededor de los límites de grano y se distribuyen en

grandes cantidades. Ambas cavidades se pueden observar en la figura 2 [24].

Figura 2. Cavidades presentes en los límites de grano a) Tipo w, b) Tipo r [24].


16

La figura 3 muestra una morfología típica del crecimiento de grietas debido a las microfisuras

formadas por las cavidades hay evidencia experimental para diferentes aceros ferríticos que

indica que cavidades principalmente nuclean y crecen formando facetas en los límite del

grano especialmente los que se encuentran perpendiculares a la carga en tensión [25].

Figura 3. Morfología del crecimiento de cavidades de termofluencia y microfisuras en el

área cercana a la grieta macroscópica en una muestra [25].


17

1.2.3 Evaluación de Termofluencia

Las propiedades de termofluencia que presenta cada material son determinadas por medio de

una prueba uniaxial de termofluencia, estos ensayos requieren la medición de cuatro variables

tensión, deformación, temperatura y tiempo. Y consisten en someter al espécimen de prueba

a una carga constante y temperatura elevada en una atmosfera controlada inerte en un equipo

como el que se muestra en la figura 4. Aquí se observa que el calentamiento es obtenido

metiendo la muestra en un horno donde la temperatura es controlada mediante un termopar

y la carga es aplicada con un sistema de palancas de peso muerto [26].

Figura 4. Equipo utilizado para una prueba uniaxial de termofluencia [26].


18

El ensayo se realiza bajo carga constante, lo que sólo requiere de la aplicación de un peso en

forma directa o indirecta, a fin de multiplicar la magnitud aplicada por ello el sistema de

pesos muerto es una parte muy importante para el equipo debido a que está diseñado para

que cuando la probeta se alarga el brazo de palanca disminuya, reduciendo con esto la carga

y compensando el adelgazamiento de la probeta. De esta manera se asegura que la carga a la

que se sometió la muestra permanece constante durante todo el tiempo de exposición, es

importante mencionar que, aunque la carga aplicada permanezca constante, la tensión real

en la probeta aumenta a medida que ésta se deforma y su sección transversal disminuye

entonces este sistema asegura esta parte [26].

El equipo también cuenta con un extensómetro que se encarga de verificar la deformación

que presenta la probeta. Las deformaciones deben medirse con mucha exactitud en los

ensayos. Pueden determinarse por medio de dos microscopios móviles que enfocan dos

marcas calibradas previamente. Para evitar la oxidación del material dentro del horno las

pruebas deben llevarse a cabo en una atmosfera controlada dentro del horno en la que se

utilizan diferentes baños por ejemplo al vacío en gases inertes como argón.

Y para asegurar que la temperatura de trabajo es la adecuada el horno debe tener un

precalentamiento de un tiempo determinado de tres a cuatro horas, calentamiento gradual de

la probeta, hasta alcanzar en unas tres horas la temperatura fijada y la permanencia de la

probeta a dicha temperatura durante el tiempo prefijado después de este tiempo ya se aplica

la carga constante de tracción y se comienza la medición de la termofluencia [26].

Para una prueba uniaxial de termofluencia se utilizan una probeta establecida bajo la norma

JIS Z 2271 [27], o su equivalente la norma ASTM E139-00 [28].


19

Que establecen los tamaños pertinentes de acuerdo a la prueba que se llevara a cabo, para

este estudio se utilizaron las medidas de la probeta miniatura que se muestran en la figura 5.

Estas normas establecen el rango de error que debe haber en las probetas por ejemplo el área

controlada tiene un límite de error de más-menos 0.05 mm.

Figura 5. Probeta de collarines utilizada para la prueba uniaxial de termofluencia.

Durante la prueba, la deformación que va sufriendo la muestra es registrada continuamente

en función del tiempo, y la prueba generalmente culmina en la fractura, como resultado de

este registro se obtiene una curva de termofluencia como la que se observa en la figura 6, de

la manera más idealizada para un material metálico.

Figura 6. Curva teórica de Termofluencia


20

Usualmente la prueba se realiza a diferentes cargas constantes para un mismo material y se

evalúa el tiempo de ruptura en cada caso [28].

Como se puede observar en la gráfica anterior se muestra que una vez aplicado el esfuerzo

la probeta sufre una deformación instantánea, hay una desaceleración en la velocidad de

deformación lo que lleva a una velocidad de termofluencia mínima más estable 𝜀̇, la cual es

seguida de una aceleración que termina en la fractura y se determina el tiempo de ruptura tR

la deformación de ruptura representa una fractura dúctil [29]. Estas tres etapas características

que se observan se describen a continuación.

Etapa 1

Conocida como termofluencia transitoria, cuando la carga se aplica inicialmente, hay una

elongación elástica instantánea y ocurre debido a la trasformación de la microestructura y el

reacomodo de dislocaciones y vacancias iniciales del material lo que da lugar al

deslizamiento y endurecimiento de los granos más favorablemente orientados. Es notable

que la velocidad de deformación es muy rápida al inicio y una vez que la microestructura y

los defectos alcanzan un estado de equilibrio dinámico entonces la velocidad de deformación

se mantiene constante. Esto indica el hecho de que las transformaciones en la estructura

cristalina, actúan para retardar los procesos de deformación. En otras palabras la primera

etapa se da en segundos y es la deformación elástica que ocurre casi instantáneamente y se

da gracias a la acción de la tensión aplicada, es la deformación ordinaria dada por el diagrama

de tensión-deformación. Y se puede observar el componente si la expansión térmica que la

temperatura produce es significativa.

Etapa 2

Se le conoce como termofluencia secundaria es la etapa en la que el equilibrio alcanzado

entre los mecanismos de generación de dislocaciones y vacancias hace que se igualen los

fenómenos de endurecimiento del material con los fenómenos de recuperación debido a la

recristalización del material y esto nos lleva a una velocidad de deformación constante. La

duración esta etapa está controlada por los esfuerzos que se utilizan, ya que al utilizar cargas


21

bajas esta se prolongaría por un largo periodo de tiempo. El equilibrio que se alcanza entre

los procesos de endurecimiento por deformación y recuperación no puede continuar en forma

indefinida, más si las probetas comienzan a experimentar estricción. Eventualmente, se

alcanzará un punto en donde el aumento en la velocidad de termofluencia, causada por el

esfuerzo aplicado, vencerá el endurecimiento por deformación es decir, se desarrolla un

proceso de ablandamiento, a velocidad mayor que el endurecimiento y es el punto donde se

comienza la última fase. Por lo tanto la segunda etapa en esta prueba se característica porque

tiene tasa de velocidad decreciente. La deformación es rápida al comienzo pero gradualmente

se hace más lenta a medida que se aproxima a un valor fijo determinado

Esta es la etapa más importante ya que en esta transcurre la mayor parte de la deformación

a alta temperatura y por lo tanto la mayoría de las expresiones matemáticas para estimar el

tiempo de ruptura de un material metálico sometido a un esfuerzo constante a alta

temperatura se basan en las características del comportamiento de esta etapa.

Etapa 3

Se llama termofluencia terciaria y es la etapa en la que se promueve una mayor deformación

con un menor endurecimiento por deformación debido a los cambios microestructurales

como la separación de los bordes de grano y la formación de fisuras internas, cavidades y

huecos. La velocidad de deformación de nuevo es muy alta consecuencia de la disminución

de la sección transversal de la probeta y del deterioro del material previo a la fractura.

En este momento el proceso por lo general ya se localiza en una sección de pieza,

provocando la fractura del material debido al severo daño en los límites de grano. Después

de que ocurre la fractura se determina el tiempo de ruptura del material. En una curva de

termofluencia la tercera etapa se observa de forma muy clara en la curva ya que es el

componente permanente que aumenta continuamente su velocidad de deformación hasta que

provoca la falla en el material [29].

La forma en las curvas de termofluencia es determinado por varias reacciones competitivas

como endurecimiento por deformación, procesos de reblandecimiento y recuperación,


22

recristalización, el sobre envejecimiento de los precipitados y proceso de daño como

cavitación y agrietamiento en el espécimen. De estos factores, el endurecimiento por

deformación tiende a disminuir la velocidad de deformación mientras que los otros factores

tienden a incrementar esta velocidad. El balance entre estos factores determinan las formas

en las curvas de termofluencia. Durante la termofluencia primaria, la pendiente decrece en la

curva de termofluencia lo que se atribuye al endurecimiento por deformación. La etapa

secundaria de termofluencia es la explicación en términos de un balance entre el

endurecimiento por deformación y el reblandecimiento de proceso de daños, resultando en

una velocidad de termofluencia constante [30].La tercera etapa marca el proceso de daño

interno o externo, lo cual es el resultado una disminución en la resistencia a la carga o un

incremento significativo en la sección de la red del esfuerzo. Ambos con el proceso de

reblandecimiento, el balance se logra fácilmente en la etapa 2 es ahora compensado, y un

rápido incremento ayuda a alcanzar la etapa terciaria rápidamente.

La temperatura y el esfuerzo aplicado influyen en las características del comportamiento de

la curva de termofluencia, y en la figura 7 se puede apreciar este cambio, en a) se muestra

una familia de curvas en un ensayo a temperatura constante y a diversos esfuerzos; en b) se

mantiene constante el esfuerzo y se varía la temperatura. Se puede observar que después de

la deformación inicial, la deformación se vuelve independiente del tiempo.

Figura 7. Influencia del esfuerzo y la temperatura en la velocidad de deformación. (a)

Temperatura constante, (b) Esfuerzo constante [31].


23

La prueba uniaxial de termofluencia proporciona la información necesaria para que desde el

diseño puedan evitarse la deformación o rotura de los componentes. También estos ensayos

se lleven cabo para asegurar la calidad, o garantizar que sucesivas series de material han sido

producidos con los requerimientos especificados por los diseñadores y evaluar la forma en

que ha cambiado la microestructura de los materiales y conocer cuánto afecta al

comportamiento mecánico y a la fractura por termofluencia [31].

1.2.4 Ecuaciones para la predicción de vida en Termofluencia

En la mayoría de los ensayos uniaxiales de termofluencia, en especial en los de mayor

duración, la etapa secundaria es la predominante. Por esto se acepta que el parámetro más

importante es la velocidad secundaria de termofluencia, que es el gradiente (o pendiente) de

la segunda etapa de las curvas de termofluencia a alta temperatura [32].

Y es por eso que el comportamiento de este mecanismo de termofluencia se utiliza como

base para la construcción de ecuaciones que son útiles para determinar el tiempo de ruptura

del material en función a esfuerzos ensayados. Las ecuaciones relevantes para este estudio

son las siguientes:

Ley de Norton-Bailey

Relación de Monkmann-Grant

Parámetro de Larson-Miller

Y a continuación se describe cada ecuación y su impotancia.


24

1.2.4.1 Ley de Norton-Bailey

La curva de termofluencia contiene muchos parámetros pero los más importantes para las

aplicaciones de ingeniería son la velocidad de deformación mínima �̇�𝒎𝒊𝒏 y el tiempo de

ruptura tR. Específicamente estos dependen de la temperatura y del esfuerzo aplicado y es

muy importante para el diseño de todos los materiales que se someten a las características de

termofluencia. Esta dependencia varía con el mecanismo de termofluencia aplicado.

Con el conocimiento de que el esfuerzo depende de la velocidad de deformación de

termofluencia para cada mecanismo, esto hace posible la construcción de gráficas que

demuestran los regímenes para varios mecanismos en el espacio de esfuerzos analizados

[33].

Uno de estos modelos es el siguiente comportamiento propuesto por Norton y Bailey que

obedece la siguiente formula:

𝜀�̇�𝑖𝑛 =Aσn

( 1 )

Donde:

𝜀�̇�𝑖𝑛= Velocidad de deformación mínima

A= Constante independiente del esfuerzo.

σ= Esfuerzo

n= Constante de comportamiento de deformación plástica.

En esta ecuación la constante n es una parte muy importante ya que habla acerca del

comportamiento de deformación plástica que está sufriendo el material ya que hay un rango

de valores establecidos para poder determinar que la n encontrada en esta ecuación es

correcta, se establece que si el valor encontrado va de n=1-4 la deformación se está dado en

los límites de grano y por lo tanto la fractura que se presentaría seria de tipo intergranular y

en el caso contrario donde n=5-14 la deformación que está sufriendo el material se manifiesta

dentro de los granos entonces como resultado se obtendría una fractura de tipo transgranular.


25

1.2.4.2 Relación de Monkmann-Grant

Debido a que hay pruebas de termofluencia que pueden durar mucho tiempo Monkmann y

Grant encontraron la siguiente ecuación empírica para poder relacionar las pruebas de larga

y corta duración tomando como consideración las propiedades de termofluencia de

materiales a alta temperatura durante la segunda etapa [34].

log ε̇min + m log tR= -C

( 2 )

Donde:

log 𝜀�̇�𝑖𝑛= Logaritmo de la velocidad de deformación mínima

m y C = Son constantes.

tR= Logaritmo del tiempo de ruptura

En la ecuación anterior se muestra la relación que obtuvieron del tiempo de ruptura y la

velocidad mínima de deformación, y donde la constante m representa la pendiente de la recta

y está establecido que para materiales de este tipo el valor que se encuentre debe estar en el

rango de 0.48 < m < 1.3.

1.2.4.3 Parámetro de Larson-Miller

Es una forma de extrapolar los datos de una prueba de termofluencia que dura algunas

decenas de horas a periodos de miles de horas, ya que el tiempo de vida de componentes de

este tipo es de al menos 10 años y una prueba en laboratorio con esta duración no se podría

realizar [35].


26

Este método se basa en la ecuación de Arrhenius:

r = Α e(-ΔH/RT) ( 3 )

Donde:

r= es la rapidez del proceso de termofluencia

A= Constante

ΔH= Entalpia

R= Constante de los gases

T= Temperatura

Reacomodando la ecuación anterior da la siguiente forma:

∆H/R=T (lnA-lnr) ( 4 )

El tiempo de ruptura tR es inversamente proporcional a r por lo tanto

-ln tR = ln A - ∆H/RT ( 5 )

Al multiplicar por T y convertir a logaritmos base 10 se obtiene la relación de Larson-Miller:

PLM=T (C + log tR) ( 6 )

Donde C es una constante y es un valor dado para cada material que puede determinarse con

un mínimo de dos datos experimentales de tiempo-temperatura evaluados a un mismo

esfuerzo. En la tabla 5 se presenta los valores de C para diferentes materiales.


27

Tabla 5. Constante C del parámetro Larson-Miller [24]

Aleación C (h)

Acero ferrítticos bajo carbono 20

Acero al molibdeno 19

Acero inoxidable 18-8 18

Acero inoxidable 18-8-Mo 17

Acero 2.25 Cr- 1 Mo 23

Acero S 590 20

Titanio D9 20

Acero Cr-Mo-Ti-B 22

1.3 Software Thermo-Calc

El programa Thermo-Calc es un software que se utiliza para diferentes tipos de cálculos de

propiedades termodinámicas, incorpora una interfaz de línea de comandos (Console Mode)

así como un interfaz gráfica moderna (Graphical Mode), donde se puede escoger libremente

el modo de operación apropiado para lo que se desea realizar[36].

Los cálculos de Thermo-Calc son realizados mediante una base de datos termodinámica de

alta calidad desarrollada por evaluaciones críticas y sistemáticas de diversos datos

experimentales y de información teórica [37,38].

Este programa es un software muy poderoso que realiza cálculos termodinámicos de gran

exactitud y se puede utilizar de manera simple con él se pueden obtener distintos resultados

como calcular diagramas de fases o conocer datos termodinámicos como entalpías, capacidad

calorífica y actividades de distintos materiales también se puede realizar las Simulaciones de

solidificación apoyadas con el modelo Scheil-Gulliver.

Thermo-Calc también permite calcular diagramas multicomponentes que se presentan en la

forma de pseudobinarios o pseudoternarios. Los diagramas multicomponentes que muestra


28

este programa considera los elementos a analizar variando su composición y los demás

elementos presentes en la aleación los fija para realizar los cálculos. Esto significa que se

realizan cálculos para aleaciones con más de tres elementos y así considerar cómo afectan

los otros elementos aleantes dentro de los diagramas de fases [39]. En este trabajo de

investigación se utilizó este software para obtener diagramas de este tipo.

1.4 Estudios de Termofluencia y su relación con la evolución

microestructural de aceros ferríticos.

El desarrollo experimental de esta tesis se basó principalmente en los artículos que se

describen a continuación se utilizaron artículos de materiales diferentes ya que no se han

encontrado estudios de termofluencia del material utilizado.

A continuación se describe el contenido de cada artículo y las conclusiones a las que llegaron.

En el artículo de Szabó [40] se tomaron probetas de una varilla de acero 15Mo3 que se

utilizan en tubos de recalentamiento en las calderas de centrales eléctricas, para hacer el

maquinado de las muestras que se evaluaron con la prueba de termofluencia uniaxial.

Las muestras de ensayo de termofluencia se cortaron a partir de las varillas recibidas, con un

diámetro de longitud de calibre de 5 mm. Utilizaron una carga constante de 65MPa a una

temperatura constante de 550 ◦C que fue elegida debido a que esta es la temperatura del vapor

que pasa por el tubo de recalentamiento, la variación que ellos hicieron fue el tiempo de

exposición a la prueba los tiempos utilizados son 125, 290, 481, 671, 868 y 1161 h. Esto con

el fin de observar la evolución en la microestructura del material.

Después del ensayo de termofluencia, las muestras se cortaron perpendicularmente al eje de

carga, se trituraron y pulieron para investigaciones metalográficas. Hubo una preparación de

muestras especial para para ser observadas por microscopia electrónica de transmisión MET.

Una vez realizada la caracterización microestructural concluyeron como resultado que se

puede sugerir el siguiente mecanismo de daño. La muestra recibida contiene una

subestructura determinada en las dislocaciones iniciales, así como carburos precipitados que

están distribuidos uniformemente en la matriz cuando la carga es aplicada las dislocaciones


29

comienzan a moverse y forman los límites de un subgrano estos tienden a alcanzar una

longitud total de equilibrio para alcanzar el mínimo de energía. Sin embargo, durante su

movimiento están fijados por los carburos, esto se da en la etapa secundaria de la

termofluencia proceso en el que los esfuerzos dentro de los granos están al máximo.

Dado que todo el proceso se produce a temperatura elevada, los carburos más pequeños

pueden ser disueltos en la matriz, y los más grandes crecen esto aumenta la distancia entre

los carburos, lo que permite que las dislocaciones se muevan más fácilmente al mismo tiempo

con la energía de deformación acumulada se alcanza un valor crítico, y las dislocaciones

previamente fijadas puede superar los carburos esto causará una relajación de la tensión

dentro de los granos, y por lo tanto la tensión disminuirá. Este mecanismo de daño se observó

en la curva de termofluencia ya que la pendiente de la curva disminuye repentinamente a

alrededor de 481 h, y aumenta después de aproximadamente 520 h.

En el artículo de Guguloth y colaboradores [41] se tomaron ejemplares de un acero 9Cr-1Mo

modificado (grado 91) que fueron mecanizados a lo largo de la dirección longitudinal del

material tal como se recibió, para la prueba estándar de termofluencia los ensayos se

realizaron utilizando las siguientes temperaturas 550 ° C, 600 ° C y 625 ° C y a dos diferentes

cargas aplicadas 80 MPa a 275 MPa. Con el fin de evaluar la deformación así como la

exposición térmica, se realizó un examen microestructural a los especímenes ensayados por

termofluencia que se comparó con el material recibido. Las muestras observadas fueron

cortadas a partir de la muestra de arrastre a lo largo del eje de carga. La microestructura se

evaluó mediante microscopio electrónico de barrido, también utilizaron este microscopio

para hacer el análisis de la superficie de fractura.

Después de haber analizado el comportamiento de termofluencia del acero bajo diferentes

tensiones y temperaturas llegaron a las siguientes conclusiones. Las superficies de fractura

de los especímenes de la prueba de termofluencia muestran fractura dúctil, caracterizada por

la presencia de micro-huecos. Se formaron micro-huecos alrededor de los precipitados y ésos

son partículas cuboidales de Mo2C. El factor de tolerancia de daños (λ = 3) obtenido de la

curva de termofluencia se atribuye a la pérdida de sección y estrechamiento y es responsable

de una fractura transgranular.


30

Los coeficientes de endurecimiento por deformación son casi los mismos a 550 ° C y 625 °

C. El aumento subsiguiente en el valor del coeficiente a 600 ° C puede ser debido al aumento

de la densidad del movimiento de las dislocaciones (engrosamiento del precipitado) o efecto

de envejecimiento dinámico. Las observaciones de la caracterización microestructural

indicaron que con el movimiento de las dislocaciones hay una formación de subgranos. El

análisis de los precipitados mostró la formación de fase de las hojas (Fe2Mo) en el espécimen

a 625° C. Aparte de este carburo M23C6 rico en Cr, los carbonitruros de V y Nb se encontraron

en el material recibido.

En el artículo de Gonzáles y colaboradores [42]. Se tomaron muestras cilíndricas de tubos

sin soldadura utilizados en calderas de una planta de generación de energía de un acero

ferrítico 1Cr-0.5Mo y se maquinaron probetas para realizar las pruebas de termofluencia.

Las pruebas de termofluencia uniaxial se realizaron de dos formas diferentes la primera

hicieron una variación de esfuerzos aplicados de tensiones entre 82 a 205 MPa a una

temperatura constante de 873 K y la segunda la variación la realizaron en la temperatura entre

873 a 1023K manteniendo un esfuerzo constante de 168 MPa. El procedimiento experimental

para realizar la caracterización de la microestructura, incluyendo la identificación de fases,

la morfología de la precipitación primaria y secundaria, así como los estudios de

transformación de fase, se realizó mediante microscopía óptica, microscopía electrónica de

barrido y análisis de DRX. La preparación metalográfica de las muestras consistió en, el

desbaste con papeles abrasivos de diferentes tamaños de partícula seguido de un pulido con

alúmina y luego tratados químicamente con Nital al 2%. En este artículo también

determinaron la tasa de deformación equivalente utilizando una ecuación empírica que está

relacionada con la temperatura:

ɛ̇=Aσn e-Q/RT (7)

Donde:

ɛ̇= velocidad de deformación

A y n= constantes

Q= Energía de activación

R= Constante de los gases

T= Temperatura


31

Con base en los gráficos trazados, trabajando en la región de la termofluencia secundaria o

de estado estacionario, donde la pendiente de la curva es casi constante, y usando la ley de

potencia para calcular n y Q utilizando una constante de temperatura y bajo los esfuerzos

utilizados para obtener la relación con los mecanismos de deformación del material.

Los valores que calcularon para el exponente de esfuerzos "n", indican que el proceso

dominante en el flujo fue el movimiento de las dislocaciones. La presencia de elementos de

aleación como Cr y Mo aumenta la resistencia a la termofluencia de los aceros ferríticos.

A las conclusiones que llegaron fue que en aceros ferríticos de baja aleación resistentes a la

termofluencia la fractura que se presentara es de tipo dúctil y se basa principalmente en la

nucleación y crecimiento de los carburos aleados, así como por cavidades que aparecen en

los límites del grano.

También observaron que al aumentar la temperatura el número de carburos precipitados en

la microestructura aumenta esto lo vieron reflejado en la dureza del material ya que los

valores aumentaron.

Desarrollo Experimental y Simulación Numérica

32

II. Desarrollo experimental y Simulación

Numérica

2.1 Desarrollo experimental

El desarrollo experimental planeado para esta investigación se resume en el diagrama de

flujo mostrado en la figura 8.

Figura 8. Diagrama de flujo del desarrollo experimental.

2.1.1 Pruebas de termofluencia uniaxial

Las pruebas de termofluencia uniaxial se realizaron en la universidad de Tohoku Japón, de

acuerdo a lo establecido en la norma JIS Z 2271[27], o su equivalente la norma ASTM E139-

00 [28]. Esta norma plantea el maquinado y el tamaño de las probetas de acuerdo a la prueba

que se llevara a cabo y esto en función de los parámetros de trabajo utilizados, para este


33

estudio las probetas se maquinaron con las medidas miniatura que se muestran en la figura

9. El rango de error permitido para el maquinado de las probetas es de más-menos 0.05 mm.

Figura 9. Dimensiones de la probeta para la prueba uniaxial de termofluencia.

La característica principal de estas probetas es que cuenta con unos collarines a los lados que

son útiles para mantener una longitud calibrada y con esta conocer la deformación final que

tiene la probeta después del ensayo.

Las condiciones en las que opero el equipo donde se llevaron a cabo las pruebas fueron las

siguientes, se utilizó una atmosfera inerte dentro del horno de Argón con una pureza de

99.99%, con la finalidad de evitar la corrosión del material, una velocidad de deformación

de 78.8 x 10-6 h-1 y para mantener estable la temperatura de 600°C dentro del horno hubo un

precalentamiento de cuatro horas.

Los esfuerzos elegidos para cada prueba de 60, 78, 88, 95, 120, 130 y 170 MPa se escogieron

en base a la equivalencia con los datos de resistencia a la termofluencia reportados del acero

A387 Gr.5 pero clase uno.


34

2.1.2 Corte de Muestras

Las placas de acero ASTM A387 Gr. 5 Clase 2 se seccionaron en diferentes formas y tamaños

para realizar las pruebas, se cortaron especímenes cuadrados de aproximadamente 1 cm de

cada lado para hacer la caracterización del acero en estado original y también se cortaron

barras de 11cm x 2 cm para realizar el maquinado de las probetas para la prueba de

termofluencia uniaxial.

Después de la prueba se hicieron cortes distintos que posteriormente se prepararon

metalográficamente y que se detallan a continuación, dichos cortes se realizaron con una

cortadora de disco de diamante. En la figura 10 se muestra la cortadora que fue utilizada.

Figura 10. Máquina automática de corte de precisión Minitom.

Después de que las probetas fueron ensayadas por termofluencia uniaxial y se obtuvieron

dos nuevas superficies de fractura se cortaron en dos secciones diferentes, de la parte de la

probeta que quedo más larga se cortaron las puntas de fractura con un espesor de al menos 5

mm y se obtuvo un disco de mismo espesor en dirección trasversal o perpendicularmente al


35

eje de carga y la parte pequeña hará un corte longitudinal paralelo al eje de la carga aplicada,

todo esto se ilustra en la figura 11.

Figura 11. Cortes realizados a las probetas ensayadas por termofluencia.

2.1.3 Caracterización Microestructural

Tanto las muestras en estado inicial como a las muestras que se obtuvieron de las probetas

de la prueba de termofluencia se les realizó el procedimiento de metalografía marcado por la

norma ASTME3-11. Para con esto revelar la microestructura final del material analizado.

Después del corte de con disco de diamante a las probetas les queda una superficie de

apariencia fina es por ello que el desbaste se hizo con lijas de grado 1200 y 1500 con una

velocidad de 150 RPM. Para el pulido se utilizó una solución de alúmina de 1μm y 0.3 μm

con velocidades de 150 RPM. El ataque se dio por un promedio de tiempo de 30 segundos y

el reactivo utilizado fue Nital, su composición está descrita en la tabla 6.

Tabla 6. Composición química del reactivo de ataque Nital 5% para100 ml de solución

Elemento Cantidad

Ácido nítrico 5 mL

Alcohol etílico 95 mL


36

Posteriormente las probetas fueron observadas en un microscopio óptico eclipse MA200

marca Nikon, figura 12. Se tomaron evidencias fotográficas de la microestructura del

material.

Figura 12. Microscopio óptico marca Nikon modelo Eclipse MA200.

También se analizó con un microscopio electrónico de barrido JEOL 6300, figura 13. Para

poder observar el cambio en la evolución de la microestructura y comparar al material

original y el material después de haber realizado las pruebas de termofluencia.

Figura 13. Microscopio Electrónico de Barrido JEOL-JSM6300.


37

La caracterización de este acero una vez hechas las pruebas se realizó en las direcciones que

las probetas fueron cortadas se observó la microestructura de la parte transversal cercana a la

fractura y la microestructura longitudinal de la pieza y realizar el análisis de la evolución y

los cambios que presenta la microestructura, y para el caso de las probetas longitudinales las

imágenes fueron tomadas de tres distintas zonas de la probeta punta, centro y hombro que se

ilustra en la figura 14.

Figura 14. Partes observadas de las probetas longitudinales.

2.2 Desarrollo de la simulación

El desarrollo que tendrá la simulación numérica se resume en el diagrama mostrado en la

Figura 15.


38

Figura 15. Diagrama del desarrollo de la simulación numérica.

Para este estudio se utilizó el programa Thermo-Calc para obtener un diagrama binario que

ayudo a predecir las fases que bajo las condiciones de trabajo están presentes en el material

como se puede observar en la figura anterior para obtener este resultado se necesitaron datos

específicos como la composición del material mostrada en la tabla 4 y la temperatura de

trabajo 600°C y se utilizó la base de datos de aceros que es la TCFE7 que viene incluida en

el programa para poder realizar el trabajo.

Resultados y Discusión

39

III. Resultados y Discusión

En esta sección se presentan los resultados de la simulación numérica así como las

micrografías obtenidas por electrónica de barrido del material original y de las probetas

después de las pruebas, así como los datos en las pruebas de termofluencia uniaxial que se

realizaron también los resultados obtenidos de las ecuaciones de predicción de la

termofluencia.

3.1 Simulación con el programa Thermo-Calc

Se realizó un diagrama pseudobinario con el software Thermo-Calc para conocer las fases

que se encuentran en equilibrio y los precipitados presentes durante la termofluencia en el

acero objeto de estudio ASTM A387 Gr.5 C2, se sabe que los diagramas de fase son una

herramienta fundamental para el estudio de aleaciones y sus aplicaciones, pero existen

aleaciones que no cuentan con un diagrama propio debido a su complejidad estructural, se

pueden construir con ayuda de un programa diagramas pseudobinarios que son diagrama de

fases, entonces el resultado obtenido es una gráfica de composición en función de la

temperatura,

Para este estudio el diagrama se hizo en función del contenido de cromo del material y se

muestra en la figura 16 y se puede observar que de acuerdo al contenido de 5% de cromo que

tiene el acero utilizado y en función de la temperatura utilizada 600°C las fases que se

encuentran presentes en equilibrio son BCC_A2 que corresponde a una matriz ferrítica y

M23C6 son los precipitados distribuidos en la matriz de la aleación. La composición química

determinada por Thermo-Calc indica que el metal “M” no sólo corresponde a Cr, sino que

también hay presencia de Fe y Mo.


40

Figura 16. Diagrama Pseudobinario para el acero A387 Gr.5 C2.

3.2 Caracterización microestructural de acero en estado original

Se tomaron diferentes micrografías del material tal como se recibió y la figura 17 se muestra

la microestructura que presenta el acero A387 Gr.5 C2.

Como se puede apreciar en la figura 17 este material presenta una microestructura, con una

matriz ferrítica y precipitados finos y granos de tamaños y formas regulares distribuidos

homogéneamente en la misma.


41

Figura 17. Microestructura del MEB del acero A387 Gr.5 C2 en estado original,

a) 3000x y b) 5000x.

En la figura 17 se puede observar que la distribución de los precipitados dentro es de los

granos y en los límites de grano. Otra cosa importante que se debe observar de la figura 32

inciso a que corresponde a la microestructura del material en estado original es que el tamaño

del grano de este material es de aproximadamente 5 µm por lo tanto es de grano grande lo

que ayuda a su resistencia a la termofluencia.

a)

b)


42

Se realizó un microanálisis en el MEB a los precipitados del material y se obtuvo el espectro

mostrado en la figura 18, y se muestra que este precipitado esta enriquecido en cromo y su

estructura es FCC. El Fe y Mo son solubles en él lo que se esperaba teóricamente de este tipo

de precipitado.

Figura 18. Espectro EDX-MEB del análisis de los precipitados del acero A387 Gr.5 C2 en

su condición original.

Este análisis indica la presencia de Cr, Mo y Fe como lo indicaron los resultados de Thermo-

Calc. Esto indica que los carburos son del tipo M23C6 de acuerdo con lo reportado en la

literatura [13]. En el microanálisis de la matriz se observó al hierro como el elemento

predomínate.


43

3.3 Pruebas de termofluencia Uniaxial

Después de haber realizado las pruebas de termofluencia se obtuvo como resultado la gráfica

de deformación versus tiempo, conocida como curva de termofluencia, que se muestra en la

figura 19 para el acero A387 Gr. 5 C2.

La figura 19 muestra una gráfica donde se puede observar los resultados las pruebas de

termofluencia realizadas. Anteriormente se mencionó que la temperatura de la prueba se

mantuvo constante a 600°C y lo que se varió en cada prueba fue el esfuerzo aplicado que va

desde 60 MPa a 170 MPa. Cada curva de la gráfica representa una prueba ensayada a los

diferentes esfuerzos. Es importante señalar que la prueba que se aplicó a 60 MPa fue

interrumpida debido a que se observó que la probeta tardaría mucho tiempo en fracturar

alrededor de 3500 h y por lo tanto sería una prueba muy larga y costosa

Figura 19. Curvas de termofluencia para las pruebas realizadas

en el acero A387 Gr.5 C2.


44

También en la figura 19 se puede observar que sobre cada una de las curvas esta un recuadro

que muestra el tR que se obtuvo de acuerdo al esfuerzo aplicado. Aquí se nota de forma clara

como era de esperarse que el tR disminuye con el aumento del esfuerzo aplicado.

Este es el comportamiento esperado para cada prueba. En el caso del porcentaje de

deformación de la probeta es claro que a mayor esfuerzo aplicado hay menor deformación

[14].

En la figura 20 se muestra la gráfica de las pruebas de termofluencia similar a la figura 19,

solo que en ésta se amplificaron los límites de los ejes para poder observar la primera etapa

de las curvas de termofluencia. Aquí se distingue de manera clara la deformación instantánea

que sufre el material en cuanto es aplicado el esfuerzo. Esto es, la curva muestra claramente

la primera y segunda etapa de termofluencia. La deformación instantánea aumenta con el

incremento del esfuerzo aplicado.

Figura 20. Curvas de Termofluencia para las pruebas realizadas en

el acero A387 Gr.5 C2, Grafica de ejes amplificados.


45

Después de obtener los resultados de esta prueba se graficó el tiempo la velocidad de

deformación ɛ̇ en función del tiempo para poder obtener la velocidad mínima de deformación

𝜀�̇�𝑖𝑛 de cada prueba. 𝜀�̇�𝑖𝑛 se determinó seleccionando el mínimo de valor de las diferentes

pendientes en la etapa secundaria de termofluencia. La gráfica se muestra en la figura 21 y

se observa claramente las tres etapas de la termofluencia: primaria con la velocidad de

deformación que disminuye con el tiempo lo cual se atribuye al endurecimiento por

deformación; segunda con una velocidad de deformación prácticamente constante debido al

balance entre los mecanismos de endurecimiento y ablandamiento; y tercera aumento de la

velocidad de deformación por el dominio del ablandamiento y engrosamiento de precipitados

[14].

Figura 21. Curvas para determinar 𝜀�̇�𝑖𝑛 de las pruebas de termofluencia.

Una vez determinada la velocidad de deformación mínima 𝜀�̇�𝑖𝑛, se procedió a graficar los

diferentes resultados en función de los datos necesarios para obtener las diferentes ecuaciones

de predicción de vida bajo termofluencia y en las siguientes figuras 22, 23 y 24.


46

La figura 22 muestra una gráfica en escala logarítmica de la velocidad de deformación

mínima (ɛ ̇ min) en función del esfuerzo aplicado en las pruebas de termofluencia. Una vez

realizada esta gráfica se hizo una regresión de potencia para poder obtener las constantes de

la ecuación (1), la ley de Norton-Bailey para la termofluencia controlada por el movimiento

de las dislocaciones.

Figura 22. Gráfica de la Ley de Norton-Bailey para el acero A387 Gr.5 C2.

La regresión permitió obtener la siguiente ecuación:

𝜀�̇�𝑖𝑛=2x10-16σ6.289 (8)

Esta ecuación describe el comportamiento de la deformación que tuvo este material durante

las pruebas ya que el exponente “n” del esfuerzo define precisamente el mecanismo de la

deformación plástica que sufrió el material durante la termofluencia y gracias a esto se puede

determinar el tipo de fractura que presenta. Los valores de n entre 6 y 12 se asocian con la

deformación plástica controlada por la deformación de la matriz en aceros ferríticos de baja

aleación [14].


47

Además, se puede observar que al obtener las variables incógnitas de esta ecuación A y n,

ahora se puede hacer el cálculo de la velocidad de deformación mínima que tendrá este

material pero a esfuerzos diferentes, esto es muy útil ya que así se ahorra la parte

experimental de las pruebas de termofluencia.

Para encontrar la relación de Monkman-Grant [14] se utilizaron los datos de velocidad de

deformación mínima en función del tiempo de ruptura, cada dato fue tomado de cada una de

las pruebas, la gráfica se construyó después de obtener los logaritmos de ambos datos,

figura 23.

Figura 23. Gráfica de la Relación de Monkman-Grant para el acero A387 Gr.5 C2.


48

Gracias la gráfica de la figura 23 se obtuvó la ecuacion lineal de la recta y se adapto a la (2)

para obtener la relacion de Monkman-Grant para el acero A387 Gr.5 C2 y el resultado fue el

siguiente:

Log [𝜀�̇�𝑖𝑛]+1.0165 Log [tR ]= -0.5307 (9)

Todo esto se realizó para determinar las variables m y C de esta ecuación, estos resultados

solo se emplean en el uso del acero que se está estudiando, y con estos resultados se pueden

realizar los cálculos para determinar el tiempo de ruptura tR o la velocidad minima de

deformación ɛ ̇min de este material dependiendo de la información que se tenga. Es importante

resaltar que el valor de m es usualmente cercano a 1 para aceros ferríticos [14] como el

encontrado en este estudio, 1.0165.

Si ya se conocen los resultados de la ecuación (8) que son de ɛ ̇min, se hace la relación con la

(9) y se pueden obtener los tR de ahí la importancia de estas ecuaciones.

Otra forma de determinar el tiempo de vida en servicio de estos materiales es determinar el

parámetro de Larson-Miller, y esto se realizó de la siguiente manera primero se calculó este

parámetro en función de la ecuación (6) utilizando los siguientes datos

Temperatura de trabajo (en Kelvin)

El logaritmo del tiempo de ruptura

Una constante ya establecida en la literatura para aceros ferríticos C=20 mostrada

en la tabla 5.

Una vez hecho el cálculo se construyó la gráfica de los esfuerzos analizados en cada prueba

en función del parámetro de Larson Miller, y el resultado se muestra en la figura 24.


49

Figura 24. Gráfica del parámetro de Larson Miller para el acero A387 Gr.5 C2.

La gráfica muestra claramente una relación lineal de R² = 0.9878, y es la tendencia esperada

para esta condición [14]. Esta relación lineal es muy útil ya que es específica para el acero

A387 Gr.5 C2 y en base a esto también se puede calcular el tiempo de ruptura tR de este

material pero a diferentes condiciones de trabajo, por ejemplo a diferente temperatura.

Los resultados mostrados anteriormente fueron calculados para poder tener estas ecuaciones,

las gráficas que son exclusivas del acero A387 Gr.5 C2, son útiles para ayudar a predecir el

comportamiento del material bajo termofluencia y con esto predecir el tiempo de servicio

que puede otorgar este metal a diferentes condiciones de uso esto es importante ya que aún

no se encuentran reportados estos datos para este material, lo que tiene mucha utilidad ya que

ahorraría la parte experimental.

Después de que las probetas fueron ensayadas por termofluencia, las muestras llegaron a la

fractura y se obtuvo como resultado dos nuevas superficies de fractura como se observa en

las fotografías de la figura 25, lo que sirvió para llevar acabo el análisis fractográfico de las

muestras.


50

Figura 25. Probetas ensayadas por termofluencia uniaxial del acero A387 Gr.5 C2:

a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.

c) d)

e) f)

a) b)


51

De acuerdo con lo observado en las imágenes de la figura anterior se aprecia de manera clara

que las probetas presentan un porcentaje de elongación diferente para cada esfuerzo

analizado y por esta razón se realizaron los cálculos y los resultados se presentan en la

tabla 7. Aquí es importante resaltar que la mayor elongación corresponde al menor esfuerzo

de la prueba, mientras que la mayor reducción en área al mayor esfuerzo.

La figura 26 muestra las fotografías del MEB de la sección transversal para las probetas

ensayadas a diferentes esfuerzos. Aquí también se observa la reducción de la sección

transversal de las probetas ensayadas al incrementar el esfuerzo.

La fractografía del MEB de la superficie de fractura se muestra en la figura 27 para las

diferentes pruebas de termofluencia. Estas indican que la fractura ocurrió de forma

transgranular dúctil. Asimismo, se observa que se formaron microcavidades en la superficie

de fractura y su tamaño y la presencia de fractura dúctil se incrementa con el aumento del

esfuerzo de la prueba.

Tabla 7. Resultados de los cálculos de reducción de área y elongación de las probetas

evaluadas por termofluencia uniaxial

Esfuerzo 78 MPa 88 MPa 95 MPa 120 MPa 130 MPa 170 MPa

longitud

(mm)

Inicial 30 30 30 30 30 30

Final 44.62 42.62 41.59 41.22 41.13 40.2

Diámetro

(mm)

Inicial 6 6 6 6 6 6

Final 2.42 2.26 2.11 1.98 1.91 1.63

Elongación (%) 48.7 42.1 38.6 37.4 31.1 34.0

Reducción de

Área (%)

76.6 85.3 88.9 91.2 93.1 94.4


52

Figura 26. Fotografías del MEB de las puntas de la superficie de fractura para las pruebas

de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa,

d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.

a) b)

c) d)

e) f)


53

Figura 27. Fractografias del MEB resultados de las de termofluencia uniaxial a 600° C del

acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa

y f) 170 MPa.

c) d)

e) f)

a) b)


54

3.4 Caracterización Microestructural de las probetas ensayadas

Después de cortar las puntas de fractura se obtuvieron las probetas transversales y

longitudinales de las muestras ensayadas por termofluencia y después de ser preparadas se

analizaron mediante MEB.

3.4.1 Probetas Transversales

La figura 28 muestra la evolución que tuvo la microestructura en la sección transversal de la

probeta, las fases que están presentes siguen siendo los precipitados del tipo M23C6 solo que

se observa una deformación para ambos casos, en estas es claro imágenes que se observa que

hubo una transformación microestructural.

En el caso de la matriz los granos aumentaron su tamaño en comparación con las del estado

original pero el mayor cambio se nota en los precipitados, por ejemplo las imágenes que

muestran los esfuerzos más bajos (a) y (b) muestran los precipitados engrosados por la

acumulación en los límites de grano mientras que las imágenes que muestran los esfuerzos

más altos (e) y (f) muestran unos precipitados finos y aun dispersos en toda la superficie del

grano esto se atribuye al tiempo de exposición a la prueba. Ya que las pruebas de menor

esfuerzo presentaron tR muy altos, en otras palabras la probeta estuvo mucho tiempo expuesta

a las condiciones de la prueba alta temperatura y el esfuerzo constante lo que permitió este

cambio tan notorio en la microestructura.

La temperatura es el principal parámetro que tiene el mayor impacto en los cambios

microestructurales. Ya que un aumento adicional de temperatura y prolongación del tiempo

de exposición acelera la difusión de átomos de carbono y de aleación, y forma grupos de

carburos de cromo-molibdeno en los bordes del grano [19].


55

Figura 28. Microestructura del MEB 5000x de las probetas transversales después del

ensayo de termofluencia a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa, b) 88 MPa,

c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.

c) d)

e) f)

a) b)

Carburos


56

3.4.2 Probetas Longitudinales

En la figura 29 observa la microestructura de las probetas obtenidas de la sección longitudinal

de las muestras ensayadas por termofluencia y se aprecia de forma clara que a medida que

el esfuerzo aplicado es mayor la deformación en la matriz es evidente, si se compara en

función de la microestructura del acero en estado original se nota que la probeta evaluada al

mayor esfuerzo que es el caso de ya que en el inciso el inciso (f) que corresponde a la prueba

de 170 MPa los granos se ven completamente deformados alargados verticalmente en

dirección paralela al esfuerzo que se aplicó, y en el caso contrario de la probeta evaluada al

menor esfuerzo inciso (a) que corresponde a la microestructura de la prueba de 78 MPa los

granos aún se observan definidos y se pueden apreciar de forma clara.

También es estas microestructuras se observa el mismo comportamiento con los precipitados

ya que a menor esfuerzo se nota la acumulación de los precipitados y que prácticamente no

quedan carburos finos dispersos en la matriz y esto se da debido a que todo el proceso se

produce a una temperatura alta lo que provoca que los carburos más pequeños se disuelvan

en la matriz, y los más grandes crezcan esto aumenta la distancia entre ellos, lo que permite

que las dislocaciones se muevan más fácilmente [19]. Este comportamiento en la

microestructura era esperado debido a que es el reportado por diferentes investigadores para

aceros ferríticos evaluados por termofluencia.

La evolución de la microestructura se nota al observar y comparar la microestructura del

materia original figura 17 y la obtenida después de los ensayos, figura 29, se puede observar

que los granos se alargaron en dirección paralela al esfuerzo aplicado la matriz de ferrita se

muestra totalmente deformada en comparación con los granos en el estado original.

Esas probetas se observaron de tres distintas zonas como se mencionó anteriormente pero se

debe señalar que las fotografías que se presentan en la figura 29 corresponden únicamente a

la zona de la punta de la probeta debido a que observamos que a medida que se alejaba de la

punta de factura la microestructura delas probetas no tenía cambios significativos ni

relevantes para hacer mención.


57

Figura 29. Microestructura del MEB 3000x de las probetas longitudinales después del

ensayo de termofluencia uniaxial a 600° C del acero A387 Gr.5 C2: a) 78 MPa,

b) 88 MPa, c) 95 MPa, d) 120 MPa, e) 130 MPa y f) 170 MPa.

a) b)

c) d)

e) f)


58

3.5 Comparación de los resultados

Se realizó la comparación de todos los datos obtenidos de las pruebas realizadas de

termofluencia al acero A387 Gr.5 C2 y estos resultados se muestran en la tabla 8.

Tabla 8. Resultados de las pruebas de termofluencia uniaxial

σ

(MPa)

tR �̇�𝒎𝒊𝒏 %

Elongación

%

R.A

% Fractura

Dúctil

Diámetro de

Microhuecos

( µm)

78 1301.8 1.78E-04 48.7 76.6 20 6.3

88 640.0 4.22E-04 42.1 85.3 28 6.9

95 510.3 6.26E-04 38.6 88.9 35 7.4

120 95.9 2.30E-03 37.4 91.2 43 5.6

130 60.3 5.33E-03 37.1 93.1 50 9.5

170 11.4 2.43E-02 34.0 94.4 56 11.1

De la tabla 8 se puede observar que todos los resultados corresponden a la literatura ya que

en función de que el esfuerzo aplicado aumenta:

El tiempo de ruptura tR disminuye, la diferencia que hay entre los tiempo de ruptura

se debe a que dentro del régimen plástico, la segunda etapa de la termofluencia (etapa

transitoria) en materiales cristalinos consiste en pequeñas cantidades de fluencia

producidas por la activación térmica la aplicación del esfuerzo provoca una

deformación plástica inicial, que cesa tan pronto como la tensión se ve equilibrada

por el endurecimiento por deformación. A partir de ahí los impulsos de energía

térmica continúan provocando pequeños incrementos de deformación; pero como

cada incremento produce su cuota de endurecimiento por deformación, el siguiente


59

tendrá un desarrollo más dificultoso y serán entonces menos frecuentes, hasta

alcanzar un equilibrio, pero cuando el esfuerzo aplicado es muy grande no da tiempo

a que esto suceda.

La velocidad mínima de deformación aumenta, debido al dominio del ablandamiento

por efecto de la alta temperatura y crecimiento que tienen los precipitados.

El porcentaje de elongación de las probetas disminuye y el porcentaje de reducción

de área aumenta estos son dos puntos ligados ya que se observa por ejemplo que la

probeta analizada a 78 MPa muestra una reducción de área del 76.6 % en cambio la

probeta que se analizó a 170 MPa presenta una reducción de 94.4% y esto se da

debido a que la probeta evaluada a 78 MPa estuvo expuesta a la prueba durante un

largo periodo de tiempo, y los metales dúctiles comienzan a perder su capacidad para

endurecerse por deformación, y se comportan dominantemente bajo la acción térmica

y es por eso que también estas probetas presentan más elongación (48.7 % ) ya que

se requiere más elongación para balancear los efectos de la deformación térmica,

llegándose a una fractura sin formación de cuello. Si la deformación es grande, la

rotura sigue siendo dúctil. Y en la probeta evaluada a 170 MPa lo que sucede es que

a altas tensiones el tiempos de ruptura es relativamente corto, la fractura de

desenvuelve como una por tracción simple. Y debido a que es un material es dúctil,

fracturo luego de una gran deformación plástica y de la formación de un cuello. La

rápida acumulación de deformación en la fluencia terciaria es superior y causada por

el estrechamiento antes de la fractura, en comparación con régimen de fluencia

primaria y secundaria.

El porcentaje de fractura dúctil aumenta y el tamaño de los microhuecos también

aumenta, este crecimiento se dio debido a que los precipitados se engrosaron y

permitieron esto.

Conclusiones

60

IV. Conclusiones

En este trabajo se realizó una evaluación del acero ferrítico de baja aleación A387 Gr.5 C2

ensayado bajo pruebas de termofluencia a 600°C y también la caracterización de la

microestructura antes y después de las pruebas para observar la evolución y la influencia de

esta en las propiedades de termofluencia del material.

1. El engrosamiento y la acumulación de los precipitados en los límites de grano

ocasionaron la fractura por termofluencia.

2. Las curvas de termofluencia a 600°C obtenidas en las pruebas tuvieron el

comportamiento esperado para aceros ferríticos resistentes a la termofluencia ya que

presentan una etapa inicial instantánea, seguida de una etapa estacionaria y por último

una termofluencia terciaria prolongada hasta llegar a la fractura del material.

3. El tiempo de ruptura tR obtenido en cada prueba de termofluencia disminuye a medida

que el esfuerzo aplicado aumenta.

4. La termofluencia de este acero obedece la Ley de Norton Bailey cumpliendo la

siguiente ecuación �̇�𝒎𝒊𝒏=2x10-16σ6.289. El valor n de 6.289 corresponde a una fractura

de tipo transgranular que coincide con la superficie de fractura observada en las

fractografías de MEB.

5. Se determinó que la ecuación de Monkman-Grant era la siguiente:

Log [�̇�𝒎𝒊𝒏]+1.0165 Log [tR ]= -0.5307

El valor de m de 1.0165 que representa la pendiente de la recta corresponde con lo

reportado en la literatura para aceros de este tipo.

6. La gráfica construida a partir del cálculo del parámetro de Larson Miller es útil para

estimar el tiempo de ruptura del acero objeto de estudio a distintas condiciones

establecidas.

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