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GRIETAS Y FISURAS Fisuramiento en Caliente 1. Consideraciones Generales El fisuramiento en caliente es uno de los defectos más serios que pueden sufrirse en la colada. Aunque ha sido ampliamente investigado, y se entiende de manera general, se ha mantenido como un problema importante en las fundiciones, particularmente con ciertas aleaciones que son especialmente propensas. En los últimos años el trabajo de Rappaz (1999-2009) ha facilitado detalles que clarifican el comportamiento microscópico y mesoscópico de metales que conducen a condiciones en que ocurre el fisuramiento en caliente. Aún así, hay que reconocer que la información importante sobre el comportamiento de fisuramiento en caliente ha surgido no solo de experimentos científicos en el laboratorio, sino de la experiencia en el taller de fundición. Sin embargo, estos hallazgos importantes de taller no han sido publicados en revistas científicas. En pocas palabras, para aquellos que deseen leer más allá, el resultado fundamental en planta es que el fisuramiento en caliente por lo general puede ser eliminado en la pieza con solo mejorar el sistema de llenado. Mejores sistemas de llenado se describen a partir del cap. 10. En la experiencia del autor, cada fisuramiento en caliente, siempre que aparece en una pieza, se puede eliminar los problemas al abordar el sistema de llenado. Una vez que el oxido se elimina del baño, la aleación solidificada no puede fisurar, lo que refuerza mi conclusión de que no existe tal cosa como un defecto de solidificación; solo hay defectos en la pieza colada. Cundo se somete a un esfuerzo de tracción por la contracción de la pieza fundida, el material simplemente se extiende, porque los metales son extremadamente blandos y dúctiles a temperaturas cercanas a la de fusión. Es esencial mantener esta pieza básica en mente, mientras se va entrando en los detalles de esta sección. Por lo tanto, el grupo de fundidores tradicionales se manifiesta con respecto al fisuramiento en caliente, discute como al molde o alma se les puede reducir las fuerzas de contracción, mi enfoque es hacer caso omiso del fisuramiento en caliente, simplemente tomarlo como una evidencia de un pobre diseño de llenado. El fisuramiento en caliente desaparece por arte de magia. Ninguna acción para reducir las tensiones en el molde o alma es necesaria.

Esta parte de la experiencia práctica parece ser poco creíble, o al menos es pasada por alto por todos los investigadores en este campo. Esto es una pena porque hay mucho conocimiento útil que ha sido aclarado por una investigación sistemática los últimos años. Estos interesantes antecedentes se entregan aquí. Queda claro que es consistente con la idea del “bifilms” (como grietas previas suspendidas en el líquido) introducidas por un sistema de alimentación pobre, la cual es la causa fundamental, de convertirse en un fisuramiento en caliente. Sin embargo, el paciente lector encontrara iluminador revisar los datos experimentales, teniendo en cuenta que el bifilms es una causa subyacente. El lector también debe tener en cuenta la gran cantidad de términos que se utilizan para “hot tearing”, hot cracking, hot shortness, y hot brittleness. Los usaremos indistintamente aquí. 1.1 Características del Fisuramiento en caliente El defecto se reconoce fácilmente a partir de uno o más de una de sus características: 1. Su forma es irregular y entrecortada, es decir, de una grieta ramificada, generalmente siguiendo caminos irregulares. Esto es particularmente claro en una sección pulida que se observa bajo el microscopio (Figura 8.1) 2. La superficie de falla revela una morfología dendrítica (Figura 8.1) 3. La superficie de falla esta a menudo muy oxidada (antes, por supuesto, a ningún tratamiento térmico posterior). Esto es más particularmente cierto en las aleaciones de alta temperatura tales como los aceros. 4. Su ubicación es a menudo un punto caliente, y donde la tensión de contracción puede estar concentrada en secciones delgadas contiguas. 5. No siempre aparecen bajo condiciones aparentemente idénticas, de hecho parece estar sujeta a un grado considerable de aleatoriedad en relación a su aspecto o no aparición, y en su extensión. 6. El defecto es altamente específico para ciertas aleaciones. Otras aleaciones están prácticamente libres de este problema.

Fig.8.1 (a) Imagen SEM de la superficie de un fisuramiento en caliente en una aleación colada en arenaAl-7Si-0.4Mg. (b) Un desgarro en caliente en una aleación Al-10Cu (Spittle y Cushway 1983). Antes de pasar a discutir las razones de todo este comportamiento, es importante tener en cuenta la observación más simple y básica: El defecto tiene las características de un desgarro. Esta característica hecha por tierra obviamente y nos alerta sobre una poderosa idea de su naturaleza y su origen. Podemos concluir que El fisuramiento en caliente es casi seguro una falla de un material débil en esfuerzo de tracción uniaxial. Esto puede parecer a primera vista una conclusión trivial. Sin embargo, es fundamental. Por ejemplo, se nos permite hacer de inmediato algunas deducciones importantes: 1. Estas teorías que presuponen fisuramiento en caliente son el resultado de

dificultades de alimentación pueden seguramente ser inmediatamente desestimadas. Esto es debido a problemas de alimentación dando como resultado una tensión hidrostática (es decir, triaxial) en el líquido residual,

causando poros o incluso capas de poros en la fase líquida. Si la tensión triaxial se incrementa a un nivel en que un defecto núclea, a continuación, el líquido se separa y se expande (triaxial) para crear un poro entre las dendritas. Las dendritas en si mismo no se ven afectadas, y no se separan. Se siguen entrelazando y une el nuevo defecto de volumen, como se discutió para la capa porosa (sección 7.1.7.2). Esto esta en contraste con el fisuramiento en caliente, donde esta claro que a partir de micrografías y las radiografías de rayos –X (Figura 8.1b,8.2) que la primera vía la abren las dendritas. La brecha abierta drena más tarde libre de líquido.

Fig. 8.2 (a) Radiografía de un fisuramiento en caliente en una aleación con afinamiento de grano Al-6.6Cu. Regiones oscuras en eutéctico rico en Cu; regiones blancasson desgarros abiertos. (b)Radiografía de fisuramiento en caliente en una aleación Al-10Cu sin afinamiento de grano. Las dendritas jalan separando, al separarse forma un camino rico en eutéctíco a través de la estructura (figura 8.1b) probablemente no trae consigo ningún problema significativo de perdida de resistencia u otras propiedades de la pieza fundida a pesar de su apariencia alarmante y no deseada en radiografía y piezas cortadas. Sin embargo, si la vía se ha drenado posteriormente de líquido eutéctíco, se produce un fisuramiento en caliente, lo que por supuesto, afecta gravemente la resistencia. Esta formación de un fisuramiento abierto se

podría haber evitado si se hubiese dispuesto de una alimentación de metal local para mantener las regiones interdendríticas llenas de líquido residual. Una segunda confusión surge de la vinculación del fisuramiento en caliente, en general, con el defecto que se forma en la superficie de la pieza fundida por encima de una región groseramente mal alimentada. El colapso de la superficie de colada sobre el punto caliente hace que se deforme la superficie considerablemente concentrándose mucha tensión en esta región local. Así, un fisuramiento en caliente se puede formar sobre este volumen mal alimentado. La disposición experimental descrita por Paray el al. (2000) es de este tipo. Este tipo especial de desgarro también se puede resolver mediante una mejoría de la alimentación local. 2. Si el defecto es un desgarro, entonces tiene que ser entendida en términos de su iniciación al exceder una cierta tensión critica a la tracción, en común con todos los tipos de fallas por tensión. Rappaz y colegas (1999) encontró una velocidad crítica de deformación por tracción que dará inicio al poro, encontrando que esto da una estimación muy precisa de la susceptibilidad al fisuramiento en caliente. Mantener estas ideas generales en mente le ayudara para que sigamos las características importantes del proceso con una perspectiva, mientras nos ocupamos de una serie de otros aspectos. No es de extrañar que la literatura de investigación sobre este tema sea confusa; el tema es realmente complicado. Sin embargo, antes de proceder con los detalles del mecanismo asociado con este defecto, es probable que sea necesario descartar a otros dos candidatos para la explicación de estas fallas en caliente. Dickhaus (1993) ha propuesto que el efecto de tensión superficial, en el fenómeno de la adherencia viscosa, podría dar explicación a las tensiones en caliente y los mecanismos de fallas en metales al solidificar. Sin embargo, las simples estimaciones de orden de magnitud indican que la tensión superficial es tal vez capaz de generar solo una centésima o incluso una milésima de la tensión relacionada con el fisuramiento en caliente. En un enfoque bastante diferente, Fredriksson (2005) ha propuesto que la formación de grietas en caliente podrían ocurrir debido a una condensación de vacancias, que se espera que estén presentes en una concentración de entre 0.01 a 0.1% en la red de metal a estas elevadas temperaturas. Las vacancias están sin duda presentes en concentraciones máximas de equilibrio en el punto de fusión de los metales, y ciertamente se condensan durante el enfriamiento. Sin embargo, en la práctica, las vacancias nunca se han observado que condensen en defectos de volumen tales como grietas y poros. En todos los casos examinados, y en todos los metales estudiados hasta ahora, los racimos de vacancias colapsan en cualquiera de los anillos de dislocación o se apilan en fallas tetraédricas. Estos estudios incluyen observación directa al microscopio electrónico, y simulación

computacional de los grandes conjuntos de átomos (conocidos como simulación de dinámica molecular).Básicamente, las fuerzas entre los átomos son tan grandes que no se pueden abrir sin la imposición de enormes tensiones en el rango de GPa. Los metales solidifican en general en estado blando y dúctil cerca de los puntos de fusión, por lo que no pueden generar y mantener tales tensiones (Campbell 2010). Esto nos deja claro lo que se requiere estudiar en los más probables candidatos para la generación de estos defectos. 1.2 Mojabilidad en el borde de grano por el líquido Fue C S Smith, que durante los años 1949 a 1952, formula el primer concepto de humectabilidad en borde de grano por la presencia de una fase líquida en el borde. La figura 8.3 resume este concepto. La forma de esta partícula de borde de grano esta controlada en gran medida por la energía superficial relativa de la interfaz grano a grano en sí, γgg, y la interfase grano a líquido, γgL. El balance de fuerzas es: γgg

=

γgL Cos θ

(8.1)

Es claro que para la mayoría de los valores de ángulos diedros en el equilibrio 2θ el borde de grano asume formas compactas. Sin embargo, será, por supuesto, el que se ocupe un área mayor del borde en la medida que aumenta la fracción de volumen. La relación entre(1) el área del borde que es ocupado por líquido, (2) el ángulo diedrico, y (3) la fracción de volumen de líquido presente es un cálculo geométrico complicado que el autor estaba orgulloso de identificar y abordar (Campbell 1971), que desencadeno un posterior tratamiento mejorado por Tucker y Hochgraf (1973), y finalmente, la exhaustiva solución de Wray (1976), Hochgraf (1976) pasó más tarde a desarrollar un estudio fascinante de las condiciones para una propagación de la fase líquida bajo condiciones de no-equilibrio, donde el ángulo diedro se convierte efectivamente en menor que cero.

Fig.8.3 Las formas de la fase líquida en las esquinas de grano en función del ángulo diedro. La importancia del ángulo diedro de ser cero para una mojabilidad completa es ilustrada en la obra de Fredericksson y Lehtinen (1977). Se observó el crecimiento del fisuramiento en caliente en el microscopio electrónico de barrido. En las aleaciones Al-Sn el estaño líquido moja los bordes de grano del aluminio, que conduce a una falla de fractura intergranular cuando se somete a tensión (Figura 8.4). En aleaciones Al-Cd, el cadmio líquido no moja el borde de grano y por lo tanto no se extiende a través de los bordes, pero se mantiene como una piscina compacta, causando que estas aleaciones fallen por fractura dúctil.

Fig. 8.4 Superficie con desgarro en caliente en una aleación Al-1%Sn Ha habido diversas observaciones de fallas por fisuramiento en caliente donde, en una observación posterior bajo el microscopio, se ha encontrado que la superficie de fractura exhibe separaciones, casi gotas esféricas que parecen no mojar hacia la superficie de fractura. Esto se ha observado en diferentes sistemas como Al-Pb (Roth y et al., 1980) y Fe-S (Brimacombe y Sorimachi 1977, Davies y Shin 1980). Se observo ciertamente que la fase líquida moja el borde de grano normal. No esta claro por lo tanto, si la observación se explica por posterior de –mojabilidad de la fase líquida después que la grieta se expone al aire, o porque el borde consta de una película de óxido de pobre contacto con el fluido. 1.3 Extensión Pre-Desgarro (Fisuramiento) Mientras la pieza se enfría bajo condiciones en las cuales el líquido y la masa alimentada continúan funcionando, en el caso que la pieza se este contrayendo nadan los granos sólidos, maniobrando y llegando a nuevas posiciones. En estas condiciones claramente no se producen agrietamientos. El problema

Fig. 8.5 Etapas de desgarros en caliente utilizando modelos de grano “a “cuadrados y hexagonales, están rodeados por una película líquida de espesor”. Etapa 2: estructura sin deformar, etapa 2 muestra las regiones aisladas de la segregación; etapa 3 muestra los desgarros abiertos llamados “llenos “de fisuramiento en caliente. La tensión continua con el tiempo va drenar completamente la película líquida, completando el desgarro.

comienza cuando los granos crecen hasta el punto en que finalmente chocan firmemente uno contra otro, pero aún están en gran parte rodeados por líquido residual. Patterson y co-autores (1967) fueron los primeros en considerar un modelo geométrico de cubos simples. Vamos a desarrollar este concepto como se ilustra en la figura 8.5. Esta claro que para los granos de diámetro promedio a separados en un primer momento por una película de líquido de espesor b, la extensión de pre-desgarro ε es aproximadamente: ε = b/a

(8.2)

tanto para modelos cúbicos como hexagonales en dos dimensiones la relación b/a = fL/2 puede verse rápidamente que es cierta, donde f es la fracción de

volumen del líquido. Para un modelo de cubo tridimensional, que el lector puede confirmar fácilmente, la relación es: b/a = f L/3

(8.3)

Por tanto, para entre 3 y 6 % de fase líquido residual que tenemos entre 1 y 2% de extensión antes de que se produzca el choque de granos. La extensión de pre-rotura es proporcional a la cantidad de líquido presente, esta es una observación confirmada muchas veces experimentalmente. Además, las aleaciones con grandes cantidades de líquido eutéctico durante la solidificación, como la aleación Al-7Si y para % superiores de Si, están generalmente libres de problemas de fisuramiento en caliente probablemente por esta razón; hay una amplia extensión que puede acomodarse antes de cualquier peligro de la iniciación de la fisura. También, para una cantidad dada de líquido presente, la extensión es inversamente proporcional al tamaño de grano. Así para granos más finos, más tensión puede ser acomodada por el fácil deslizamiento a lo largo de los bordes lubricados sin el peligro de formación de grietas. Después de que los granos han chocado, en una cierta cantidad de borde de grano puede continuar un deslizamiento, como veremos más adelante, si bien en esta última fase contribuye solo una cantidad muy limitada de extensión adicional. Incluso en el caso de solidificación de metales puros, los límites de grano se saben que tienen un punto de solidificación muy por debajo de la del material cristalino del seno (ver, por ejemplo, Ho et al.(1985) y Stoltze et al. (1988)). La presencia de líquido en los bordes de grano incluso en metales puro, pero tal vez en unos pocos átomos de espesor, pueden ayudar a explicar por qué algunos trabajadores han encontrado fisuramiento en comportamiento aparentemente a temperaturas por debajo de la temperatura solidus. Sin embargo, muchas de las observaciones también son explicables simplemente por la presencia de trazas de impurezas que se han segregado en los bordes de grano. Los dos efectos son claramente aditivos. Debido a la presencia de una película de líquido en los bordes de grano, una deformación mayor en el sólido se producirá preferentemente en los bordes de grano, siempre y cuando la deformación este por debajo de un valor crítico (Burton y Greenwood 1970). Esto explica el por qué la extensión del sólido durante la fractura puede explicarse completamente por la suma de los efectos de (i) deslizamiento de borde de grano, más(ii) la extensión debido a la apertura de grietas (Williams y Singer 1968).

Más tarde, durante el deslizamiento en el borde de grano donde los granos están ahora en contacto sobre toda la superficie, tiene que haber una cierta deformación del grano (a sí mismo). Novikov y Novik (1966) encontraron producto de una cuidadosa investigación con rayos X que la deformación se limitaba a la superficie deslizada de los granos. Además, a una temperatura próxima al punto de fusión, la recuperación de los granos es tan rápida que no se endurecen. Debido a que ellos permanecen en una condición relativamente blanda el flujo general de la mayor parte del material puede continuar con relativa facilidad. Así, aunque el flujo esta ahora en realidad controlado por la mayoría de los granos deformados, la apariencia bajo el microscopio es simplemente la del deslizamiento de los granos a lo largo de los bordes. Hay que tener en cuenta que la extensión total debido a los diversos tipos de deslizamientos en borde de grano (si están “lubricados” o no) ascienden a sólo tal vez a un 1 o 2% de deformación. Además, la deformación de esta magnitud surge durante la ampliación de las grietas en sí, como se discute a continuación. 1.4 Concentración de Deformación Fue Pellini en 1952, que llamó la atención sobre la concentración de tensiones que podría ocurrir en un punto caliente de una pieza. Resulta ilustrativo para cuantificar la teoría de Pellini seguir los siguientes pasos simples. Si la longitud de la pieza fundida es L, y si tiene un coeficiente de expansión térmica α, durante el enfriamiento de ΔT desde la temperatura líquidus que se pondrá en contacto con una cantidad αΔTL. Si toda esta contracción se concentra en un punto caliente de longitud l, entonces la deformación en el punto caliente esta dada por: ε = αΔTL/l

(8.4)

Claramente, en el punto caliente la contracción por deformación de la pieza se incrementa por el factor L/l. Para la pieza de 300 mm de largo y un punto caliente de aproximadamente 30 mm de longitud en su extremo, la tensión en el punto caliente se concentro 10 veces. Esto se espera que se un resultado bastante típico- aunque parece posible que a veces se puedan producir concentración de tensiones de 100 veces o más. Es interesante observar que el problema en el punto caliente depende de la cantidad de tensión que se concentra en el, y esto depende del tamaño de pieza adyacente al punto caliente, y de la temperatura a que se haya enfriado, mientras el punto caliente se mantiene caliente y en un estado débil.

Podemos aclarar el tamaño del problema mediante la evaluación de un ejemplo en una pieza de aluminio. Asumir que α =20 x 10 -6C-1 y que la pieza fundida se haya enfriado 100°C. Si se ve obstaculizada su contracción, la deformación que dará como resultado es, por supuesto, 20 x 10 -6 x 100 =0.002 = 0.2%. Este nivel de tensión pone el material en su conjunto por encima del límite elástico, incluso a temperatura ambiente. (En los materiales que no muestran un claro punto de fluencia, la tensión de fluencia a menudo se aproxima a la denominada tensión de prueba, en la que 0.1 o 02% de deformación permanente se mantiene después de la carga.) En el punto caliente, por lo tanto, si el factor de concentración de tensión se encuentra entre 10 y 100, a continuación, la deformación será de entre 2 y 20%. Estas son tensiones que producen una cantidad de extensión plástica permanente que se soporta con relativa facilidad por un material sano. Sin embargo, el material que se ve debilitado por la presencia de “bifilms” en los bordes de grano, y que sólo puede soportar 1 a 2% de la tensión antes que falle, como veremos más adelante, no es de extrañar que falle la pieza. Además de la consideración de que la tensión se concentra en el punto caliente, también es necesario tener en cuenta el número de bordes de grano que contiene el punto caliente. Si el tamaño de grano es grosero, el punto caliente puede llegar a contener solo un borde, con ciertas consecuencias desastrosas, porque todo el esfuerzo se concentra en esa película líquida. Si el punto caliente contiene granos finos, y por lo tanto muchos bordes de grano, entonces se reduce la deformación por borde. Podemos cuantificar esto, ya que el número de granos de longitud l del punto caliente es l/a para granos de diámetro a. Por tanto, si se divide la tensión en el punto caliente (Figura 8.4) por el número de bordes en el, entonces tenemos la deformación ε b por borde εb = αΔTLa/ l2

(8.5)

Esta claro que para reducir la tensión que esta tratando de abrir los granos, los factores beneficiosos incluyen (i) reducir la diferencia de temperatura, (ii) tener entre los puntos calientes más pequeñas longitudes totales, (iii) tamaño de grano más fino. Sin embargo, la ecuación 8.5 revela por primera vez que el parámetro más sensible es la longitud l del punto caliente, y si esto se reduce a la mitad, la tensión del borde de grano se incrementa cuatro veces. 1.5 Concentración de tensiones El problema de cómo surge las tensiones suficientes durante el enfriamiento para iniciar y hacer crecer el fisuramiento en caliente puede que no sea importante. Esto se debe a que las fuerzas que están disponibles durante el enfriamiento son enormes, muy superior a lo que es necesario para que se produzca una falla en una pieza más bien débil. Por lo tanto, podemos

considerar las fuerzas disponibles como irresistible, obligando a la pieza a deformarse. Dado que esta deformación se producirá siempre la cuestión es si el fisuramiento en caliente es o no controlado por las tensiones, sino que depende de otros factores que veremos en esta sección. Sin embargo, a pesar de estar sobrepasado, las fuerzas de resistencia que oponen la colada no son bastante despreciables. Guven y Hunt (1988) midieron las tensiones de solidificación en aleaciones Al-Cu. Aunque las tensiones son pequeñas, son reales, y muestran una liberación de tensiones cada vez que se produce una grieta. Las cargas a las que se produce la falla son de aproximadamente 50 N en una sección de 20 mm x 20 mm. Por lo tanto la tensión es de aproximadamente 0.1 MPa (en comparación con una fuerza de más de 100 MPa a temperatura ambiente). También, como un detalle interesante, un cambio simultaneo en la velocidad de transferencia de calor a través de la interfaz metal-molde se detecta cada vez que la fuerza de manutención de la pieza contra el molde era relajado. De acuerdo con los aproximados resultados de Guven y Hunts, Forest y Berovici (1980) llevan a cabo cuidadosos ensayos de tracción y han encontrado que en una aleación Al-4.2Cu tienen una resistencia de más de 200 MPa a 20°C, la cual cae a 12MPa a 500°C, y a 2 MPa a la temperatura solidus, y finalmente cae a cero a una fracción de líquido de alrededor de 20%. Como hemos mencionado antes, el otro tipo de tensión que puede estar presente podría ser un esfuerzo de tracción hidrostática en la fase líquida. Aunque esto puede contribuir a la nucleación de un poro, que a su vez podría ayudar a la nucleación de un desgarró, la presencia de una tensión hidrostática claramente no es una condición necesaria para la formación de un fisuramiento, como hemos discutido esto anteriormente. Necesitamos un esfuerzo de tracción uniaxial para crear un desgarró. Un último punto hay que destacar sobre la tensión a estas altas temperaturas. Debido a la fluencia (creep) del sólido a alta temperatura cualquier tensión dependerá de la velocidad de deformación. Cuanto más rápido el sólido se filtra, mayor será la tensión con la que se resiste a la deformación. Zhao y colegas (2000) han determinado la conducta reológica de las aleaciones Al-4.5Cu, y lo que ha determinado la tensión que lleva a la deformación crítica en que el fisuramiento en caliente causara la falla. Este nuevo enfoque puede requerir las densidades de los bifilms para comprobar su similitud entre su muestra reológica y su probeta con fisuramiento en caliente, la cual claramente se comporta bastante mal. La elegante probeta ideada por Rappaz y su equipo (Mathier 2009) no ha definido la técnica de llenado, y uno solo puede suponer que el llenado es pobre, con defectos de arrastre en la

manufactura lo que confunde los resultados. Sería de gran valor para redefinir esta prueba de aspecto atractivo que sea llenada sin comprometer la calidad del metal que esta siendo examinado. 1.6 Iniciación del fisuramiento

Probablemente la visión más importante en el problema de inicio del desgarro fue proporcionado por Hunt (1980) y Durrans (1981). Hasta este momento la nucleación de un fisuramiento no se aprecia ampliamente como un problema. El desgarró se asumió simplemente como una forma! El experimento realizado por estos autores es una enseñanza en la profunda visión proporcionada por una técnica sencilla. Los investigadores construyeron una celda transparente sobre un portaobjeto de un microscopio que les permitió estudiar la solidificación de un análogo de un metal. La celda fue conformada para proporcionar una esquina alrededor de la cual el material solidificado podría ser estirado por el giro de un tornillo. La idea era observar la formación de un fisuramiento en caliente en una esquina aguda. El sorprendente resultado de este estudio fue que no importa lo mucho que el material solidificado se estiro en la esquina, sino que no era posible iniciar un fisuramiento en caliente en material limpio: la mezcla solidificada continuo extendiéndose indefinidamente, las dendritas continúan moviéndose creciendo y reorganizándose a si mismo. Sin embargo, en raras ocasiones con la llegada de una inclusión o burbuja en una esquina, un fisuramiento se inicia de inmediato, extendiéndose a través de las dendritas y alejándose de la esquina. En su sistema, por lo tanto, el fisuramiento en caliente demostró ser un proceso dependiente de la nucleación. En ausencia de núcleo, el fisuramiento en caliente no se produce independiente de cómo se aplica la tensión. Este hecho explica inmediatamente gran parte de la dispersión de los resultados del fisuramiento en caliente en piezas coladas: idénticas condiciones aparentes no dan idénticos fisuramientos, o a veces el fisuramiento mismo. Es necesario recordar que en el trabajo de Hunt y Durrans el líquido moja el molde, adhiriéndose a una esquina aguda, por lo que requeriría un defecto de volumen para ser nucleada; el defecto no se crea fácilmente. En el caso de una pieza de fundición, sin embargo, una esquina aguda con una re-entrada puede tener líquido presente en la superficie de colada, pero no se espera que el líquido moje el molde. De hecho, no es una complicación que el líquido permanece en el interior de la superficie oxidada. El esquema del líquido fuera de esta superficie, análoga al caso de iniciación de porosidad en la superficie, representa el crecimiento de la grieta desde la superficie, y puede implicar una

mínima dificultad en la nucleación. Así, en el caso de grietas que se inicien en la superficie, las observaciones de Hunt y Durrans pueden no ser aplicables universalmente. Sin embargo, el concepto sigue teniendo valor, como veremos inmediatamente abajo. En el caso de fisuramiento en caliente interno su observación sigue siendo crucial. Sin embargo, en el caso de aleaciones que forman óxidos sólidos puede producirse una dificultad en el esquema hacia el interior ya que la película es muy rígida, o la nucleación de un fisuramiento en la parte interior de la película oxidada; de cualquier manera, la iniciación de de la superficie puede ser difícil en muchas aleaciones de colada. Sin embargo, incluso en la superficie de una pieza fundida que ha sido colada en una aleación que no forma una película superficial, puede no ser simple la iniciación de un fisuramiento. Es probable que el fisuramiento solo sea capaz de iniciarse en los bordes de grano, no en el interior de los granos. Esto es debido a que las dendritas se integran de un grano interconectado, y crecen desde un único punto de nucleación. Las dendritas de granos vecinos serán, sin embargo, aquellas que no tienen vínculos, y de hecho tendrán un crecimiento conjunto con brazos dendríticos que se tocan, lo cual, no se ha observado en estudios de solidificación de modelos transparentes. Los brazos se van acercando, pero el contacto final parece ser impedido por el flujo de líquido residual a través de una distancia (gap). Así, si un borde de grano no esta situado convenientemente en un punto caliente, donde se concentra la tensión, luego el fisuramiento tendrá dificultades de comenzar. Esto es más común en piezas con grandes granos equiaxiales como lo sugiere Warrigton y McCartney (1989). Si un borde de grano esta situado favorablemente, se puede abrir a lo largo de su longitud. Sin embargo, en el encuentro con el próximo grano, que en general tiene una orientación diferente, un progreso puede ser detenido, al menos temporalmente. Por lo tanto un fisuramiento puede estar limitado a la profundidad de un solo grano. El efecto se puede visualizar como la primera etapa de la propagación del fisuramiento en el modelo que muestra un grano hexagonal en la figura 8.5. Considerablemente un mayor esfuerzo será necesario para asistir al fisuramiento a superar el escollo necesario en su ulterior avance más allá del primer grano. Para materiales con grano equiaxial fino en el que el diámetro de grano puede ser tan pequeño del orden de 0.1-0.2 mm, la dispersión del problema se traduce en un gran número de finas fisuras, de un grano de profundidad, con lo cual podría ser eficiente decir que el problema ha sido resuelto. Esto se debe a que la profundidad de la grieta sería entonces de solo aproximadamente 0.1 mm. Esto esta de acuerdo con la magnitud de la rugosidad de la superficie, debido a que las arenas de fundición también tienen un promedio de tamaño de grano de entre 0.1-0.2 mm. El fisuramiento a escala fina habría desaparecido efectivamente en la superficie áspera.

Sin embargo, es justo destacar que el problema de la nucleación de fisuras no se le ha dado la importancia que tiene en la mayoría de los estudios anteriores. Las dificultades de nucleación ayudarían a explicar gran parte de la evidente dispersión en las observaciones experimentales. La oportunidad de posicionar en forma adecuada un borde de grano, que por casualidad contiene un núcleo adecuado, tal como una película de oxido plegada, permitirá un fisuramiento que se abre fácilmente. La falta de oportunidad desde el punto caliente permitirá a la pieza solidificar sin defecto; el punto caliente podría deformar en forma simple, con una elongación para acomodar la deformación producida. En la practica hay mucha evidencia para apoyar la afirmación de que la mayoría del fisuramiento en caliente desde bifilm arrastrados. Como se ha mencionado anteriormente, el autor ha resuelto cada problema de fisuramiento en caliente que ha encontrado en fundiciones con solo mejorar el diseño del sistema de llenado de la pieza. La propuesta de utilizar este enfoque ha generado incredulidad casi universal con su respectivo desprecio. Sin embargo, cuando se aplica sistemáticamente en una fundición del área aeroespacial, los problemas de fisuramiento en caliente desaparecieron en la difícil aleación Al-4.5Cu-0.7Ag (A201), para ser remplazados por problemas de hundimiento en la superficie. En comparación con el fisuramiento en caliente, los sumideros superficiales son bien recibidos, y fácil de tratar por mejoradas técnicas de alimentación (Tiryakioglu 2001). El estudio realizado por Chadwick y el autor (1997) de la aleación A201 colada por mano en un molde de anillo que contiene un alma central de acero muestra que la falla por fisuramiento en caliente queda casi garantizada producto de que se evita la contracción. A la inversa, cuando el metal se hizo pasar a través de un filtro, y se cuela contra corriente (hacia arriba) del moldea una velocidad menor de 0.5 ms -1 para asegurarse que se evitan los defectos, no hay anillos con fisuramiento en caliente. Este fue un resultado sorprendente, lo cual no muestra fallas en la mayoría de las aleaciones propensas al fisuramiento en caliente del mundo, en una prueba diseñada para maximizar el fisuramiento en caliente. (Memorable, cuando Chdwick llegó a mi oficina para informarme de los resultados de la prueba de fisuramiento en caliente, el dijo que el ensayo es un fracaso, diciendo “¿Cuál es el sentido de un ensayo de fisuramiento en caliente que no sufre fisuramiento en caliente? Me quede sin habla. Fue un momento especial para mi.) Un estudio similar fue repetido para la aleación Al-1%Sn por Chakrrabarti (2000). Se ilustra la superficie de desgarro en caliente que muestra la fractura frágil de la falla en esta aleación (Figura 8.4). Esta aleación tiene un amplio intervalo de solidificación, cerca de 430°C (se extiende desde cerca de Al puto

a 660°C hasta casi Sn puro a 232°C) y que en el ensayo de anillo la aleación aparece aún más susceptible a la falla por fisuramiento en caliente que la aleación A201. Cuando la pieza se alimenta cuesta arriba la prueba de anillo la mayoría de las piezas continúan fallando. Sin embargo, aproximadamente 10% de las piezas solidifican sin grietas. Una vez más, la existencia de una pieza sana sería poco menos que increíble. Otra evidencia puede ser citada de la obra de Sadyappan et al. (2001) que demostró que su aleación de Al fundida dio muchas y grandes fisuras en caliente, mientras que después de limpiar el metal desgasificado se observaron solo un par de fisuras pequeñas. Dion et al. (1995) encontró que en sus piezas de latón amarillo, la adición de Al a la aleación promovió el fisuramiento en caliente, tal como sería de esperarse de una presencia de una película de alumina que ha sido arrastrada durante un sistema de llenado con flujo turbulento. 1.7 Crecimiento de la fisura Hemos abordado el problema del crecimiento del desgarro en la sección anterior. Sin embargo, tiene cierta repetición en que (1) el nacimiento del fisuramiento en caliente y (2) su crecimiento, a veces hasta un punto de madurez impresionante, son fenómenos muy distintos. Existe una evidencia creciente de que las fisuras están estrechamente relacionadas con bifilms. Queda por aclarar la naturaleza de la relación. Por ejemplo (i) se inician las fisuras en los bifilms y posteriormente se extienden en la matriz de la aleación? o (ii) los bifilms producen las fisuras, de manera que el crecimiento de la fisura no es más que la abertura de los bifilms, de modo que el defecto se revela, de hecho cada vez más obvio? La evidencia esta demostrando que el mecanismo importante es (ii). El fácil crecimiento en granos columnares donde se ha mencionado que la dirección de la tensión de tracción es en ángulo recto a los bordes de grano. Spittle y Cushway (1983) observaron que el borde lineal formado entre los cristales columnares crece junto desde dos direcciones diferentes la cual es una ruta de crecimiento para que especialmente se propague fácilmente una grieta. Esto es confirmado por la experiencia de la industria de laminados, en el que el plano diagonal que sale de las esquinas de los lingotes rectangulares, que define el plano de unión de los dos conjuntos de granos columnares de los dos lados adyacentes, es un plano común de falla durante las primeras reducciones. El problema se reduce redondeando las esquinas, o reduciendo el nivel de impurezas críticas. En lingotes de acero las impurezas significativas son por lo general el azufre, y los llamados elementos residuales, tales como el plomo y el estaño.

La explicación en términos de bifilms es que los granos columnares empujan los bifilms en los espacios intergranulares, por lo que es de esperar la falla a lo largo de estas superficies. La presencia de una delgada película invisible que se ubica en una posición entre los brazos dendríticos explica la fractura que se observa en la figura 8.1a. La fractura es el paso siguiente a las películas, la superficie fracturada presenta escalones según el número de escalones que son los brazos dendríticos como se explica en la figura 2.43. Naturalmente, la morfología del fisuramiento en caliente también se ve en la fractura a temperatura ambiente que se observa en la figura 2.44 y 6.30. Evidentemente, después de alargarse y aplanarse producto del crecimiento de las dendritas, los bifilms es simplemente un fisuramiento en caliente que posiblemente se abre y así se revela. Si no se abre durante la solidificación, entonces podemos esperar que ocurra en un ensayo de tracción, o, más preocupante aún, que la abertura produzca una falla en servicio. Una radiografía de rayos X de una aleación de Al (figura 2.43c) por Fox y Campbell (2000) en la que el bifilms se ha abierto producto de una presión reducida que muestra los bifilms cerca de la superficie del molde donde se organizan en ángulos rectos a la superficie por la acción de empuje de los granos columnares que están creciendo. En general, los bifilms y la consecuente porosidad están situados en los bordes de grano. Sin embargo, los bifilms pueden atravesar el grano como se ilustra en la figura 4.3. En todos los casos, sin embargo, las dendritas individuales que constituyen un grano nunca cruzan un bifilm. Ellos no pueden crecer a través del aire. Warrington y McCartey (1989) confirman los hallazgos de Spittle y Cushway (1983) cuando se dan cuenta que los granos equiaxiales también promueven las condiciones de fácil crecimiento para un fisuramiento en caliente. Esto parece ser a que el fisuramiento puede propagarse intergranualarmente a lo largo del camino, debido al tamaño de grano fino, puede permanecer casi perpendicular a la tensión aplicada a escala macroscópica. En términos de bifilms, el resultado es simplemente la observación de la abertura del bifilm, orientado favorablemente en la dirección de esfuerzo, de los muchas bifilms generalmente presentes entre los pequeños granos. Por el contrario, los granos equiaxiales grandes dieron una mayor resistencia a la propagación de la grieta. En este caso los bifilms se segregaron a planos a veces bien lejos de la dirección de esfuerzo, produciendo una mayor deformación plástica en el intento de regreso de la grieta a su dirección de crecimiento promedio. Además, por supuesto, la distancia recorrida por la grieta se incrementa significativamente.

Es interesante la pregunta de la cantidad de trabajo de conformado plástico que se requiere durante la propagación del fisuramiento El trabajo de deformación se muestra fácilmente que es del orden de por lo menos 10 4 veces mayor que el trabajo necesario para crear la superficie de un nuevo fisuramiento. Así los argumentos basados en el efecto de la energía superficial limita el crecimiento de la grieta (como en el caso clásico de Griffiths una grieta en un sólido frágil tal como el vidrio) claramente no son relevantes en el caso de falla en un sólido plástico tales como los metales en su punto de fusión. 1.8 Predicción de la Susceptibilidad de Fisuramiento en Caliente

A través de los años ha habido muchos intentos de proporcionar una teoría de trabajo útil de fisuramiento en caliente. Recientemente, los intentos se han reducido a unos pocos contendientes serios. El ejercicio que se ha encontrado que sea más útil para discriminar entre ellos ha sido el intento de predecir la susceptibilidad al fisuramiento en caliente como una función de la composición de las aleaciones binarias. Esta es una prueba útil en sistemas de aleaciones que muestran un eutéctico. Al contenido de soluto cero la teoría tiene que lidiar con un metal puro; a bajo contenido de soluto solo estarán presentes dendritas de solución sólida, por encima de un líquido de contenido critico de soluto eutéctico aparece por primera vez, lo que produce un aumento de manera constante hasta el 100% cuando el soluto aumenta hacia la composición eutéctica. La capacidad para hacer frente a todos estos aspectos a través de un único sistema de aleaciones constituye una prueba de la búsqueda de una teoría, y cubre la mayoría de las condiciones de solidificación en piezas reales. Un resultado experimental típico se muestra en la figura 8.6. Revela una curva pronunciada en punta que Feurer (1976) ha llamado una curva lambda, después de de la forma de la letra mayúscula griega A. El problema es encontrar una descripción teórica que permita a las curvas lambda simular los diferentes sistemas de aleación.

Fig. 8.6 Respuesta de desgarro en caliente de la aleación Al-Cu que muestra un peak (es necesario extrapolar un poco) a aproximadamente 0.7 Cu usando la matriz de anillo cónico de Warrington y Cartney ( 1989), en comparación con varios modelos teóricos. Rangos de congelación y tensión hidrostática por Campbell (1989). Cyne y Davies (1977).

Es saludable tener en cuenta que para el sistema Al-Cu cualquier predicción basada en el diagrama de equilibrio es totalmente erróneo. Aquí el rango máximo de intervalo de solidificación se prevé sea de 5.7 Cu, que podría conducir a los incautos a creer que el problema de máxima porosidad y fisuramiento en caliente debe ser en este contenido de cobre. De la figura 8.6 se observa que el problema de desgarro en caliente esta claramente centrado en un lugar de dilución de la aleación de aproximadamente de solo 0.5 % de Cu. Cualquier problema de fisuramiento en caliente casi ha desaparecido al llegar a 5.7% de Cu! Es interesante ver el esfuerzo temprano en la predicción (Campbell 1969) que se ocupa del problema análogo de porosidad en un espectro de composiciones de aleaciones binarias. Aquí se calculo la tensión hidrostática relativa desarrollada por el flujo de alimentación de metal a través de la malla de dendrita. La forma de la relación de cálculo para el sistema Al-Cu es mostrar en el supuesto de que el líquido residual es del 1% en volumen. El máximo es casi exactamente en el lugar que se había predicho, lo que confirma la importancia fundamental de la llegada del líquido eutéctico a esa concentración crítica de soluto. El resultado esta de acuerdo con el modelo de

Rappaz (1999), lo que se podría esperar ya que ambos modelos se basan en el desarrollo de la tensión hidrostática en la raíz de las dendritas. El resto de las predicciones basadas en tensión hidrostática sigue mal estos datos experimentales particulares de Warrington y McCartney (1989), pero más de cerca los datos de Spittle y Cushway (1983). Este acuerdo intermedio refleja la capacidad general de los modelos para lograr un acuerdo justo con los datos experimentales en sí mismo que tienen una calidad más variable. Es sorprendente que un acuerdo con el modelo basado en la tensión hidrostática, así como lo hacen con la iniciación del fisuramiento en caliente, ya que no se espera que estén estrechamente relacionados, como hemos mencionado anteriormente. La tensión hidrostática cae abruptamente con la llegada del líquido eutéctico, reduciendo drásticamente la porosidad de contracción como en el trabajo original, pero no reduce el fisuramiento en caliente como se concluye experimentalmente por Warrington y McCartney. También tenemos que tener en cuenta que el fisuramiento en caliente no este bien relacionado con el rango de solidificación fuera del equilibrio, como también es claro en la figura 8.6. El enfoque teórico de Feurer (1976) que aparece para explicar la forma de las curvas lambda se puede descartar de forma similar, ya que también se basa en el modelo de flujo de líquido, y por lo tanto, en el desarrollo de la presión hidrostática, no en la tracción uniaxial (Campbell y Clyne 1991). Un enfoque teórico alternativo al fisuramiento en caliente fue propuesto por Clyne y Davies (1979). Ellos asumen implícitamente que la falla se debe a la tensión uniaxial, pero señalan que la tensión aplicada durante la etapa de alimentación de masa y líquido se acomoda sin problema en la pieza. El problema de acomodación de la tensión solo se produce durante la última etapa de solidificación, cuando los granos ya no son libres de moverse con facilidad. Definen un coeficiente de susceptibilidad a la fractura: CSC = t v/ tr

(8.6)

Donde tr es el tiempo disponible para el proceso de relajación de tensiones tal como el flujo de líquido y masa, y tv es el período de tiempo vulnerable donde la grieta puede propagarse entre granos. El concepto es claro, pero la definición de los límites de aplicabilidad de estos diversos regimenes para diferentes sistemas de aleación, no es fácil. Sin embargo, como un primer intento de los autores asumen que el período de tensión relajación abarca un f l de fracción de líquido de aproximadamente 0.6-0.1, y el periodo vulnerable f v entre 0.1-0.01. Las predicciones del esquema para el sistema Al-Cu se muestran en la figura 8.6 para ajustar mejor los datos de Warrington y

McCarthney. Para el sistema Al-Si lo registrado correctamente predice una curva con la forma lambda y un máximo correcto en 0.3 Si, tal como lo determinaron experimentalmente. Para los sistemas Al-Mg y Al-Zn se encontraron que los resultados no se ajustan tanto. El ajuste para el sistema Al-Mg fue mejorado posteriormente por Katgerman (1982), que modifico los límites del CSC. Para las aleaciones de magnesio Clyne y Davies (1981) utilizan su modelo para predecir el máximo a 2.0 Zn para el sistema Mg-Zn y 3.0 Al para el sistema Mg-Al (figura 8.7). La pobre resistencia al fisuramiento de la aleación que contiene zinc es el resultado de su considerable mayor rango de solidificación. Sin embargo, a partir de los resultados de la prueba de anillo que se muestra en la figura 8.8 los máximos que se observan son de aprox. 1.0 Zn y 1.0 Al. Que los datos experimentales se verán afectados por la presencia de bifilms que, en general, reducen la composición de susceptibilidad de máximos, con lo que los resultados están más en línea.

Fig. 8.7 Modelo de Clyne y Davies para los regímenes durante el cual se producen cualquier relajación de la tensión o vulnerabilidad a el fisuramiento en caliente.

Por lo tanto, el enfoque parece básicamente sólido y útil, a pesar de que no siempre es especialmente preciso en sus predicciones, como hemos visto anteriormente. Por lo tanto, al igual que la mayoría de las teorías, invita a futuros refinamientos. Como punto de partida, parece útil combinar el coeficiente de susceptibilidad al agrietamiento con la figura 8.5 derivada anteriormente de la tensión por los límites en la zona activa. Esto da un CSC modificado como: CSCb

= αΔTLa/ l2 • tv/ tr

(8.7)

Ya existe suficiente evidencia que sugiere que esta ecuación más general es al menos aproximadamente exacta. La figura 8.9 muestra como el tamaño de

Fig.8.8 Comportamiento de fisuramiento en caliente de varias aleaciones sometida a la prueba de muerte de anillo.

Fig. 8.9 Comportamiento de fisuramiento en caliente de las aleaciones Al-Cu utilizando una prueba de tipo I-de viga que muestra los beneficios de de colar a baja temperatura y afinamiento de grano (Spittle y cushway 1983). Los peak se extrapolan para ilustrar un acuerdo cercano con la figura 8.6

grano tiene un efecto significativo. Además varios investigadores con pruebas del anillo de diferentes diámetros confirman que la susceptibilidad de fractura es proporcional a la circunferencia del anillo (Isobe et.al. 1978). Esta proporcionalidad a la longitud esta implícita en el diseño de las vigas en la prueba I utilizando longitudes graduadas de haz (ver más abajo). Pekguleryuz (2010) compara una serie de parámetros de CSC para las aleaciones Al-Si y encontraron la figura 8.7 para dar la mejor correlación. El modelo de CSC se ha extendido a la figuración de aceros (Clyne el. Al. 1982). En las aleaciones Fe-S la predicción del máximo de CSC a 0.1%S se

observo que se completa con precisión en experimentos de Davies y Shin (1980). Aquí, como consecuencia de la complejidad de las aleaciones base hierro, el modelo CSC es extremadamente útil en proporcionar un marco para entender los fenómenos (figura 8.10), Por ejemplo, Rogberg (1980) encontró que para los aceros inoxidables que solidifican como aleaciones de Fe-δ fueron insensibles a las impurezas de As, Bi, Pb, Sn, P, y Cu, mientras que las que solidifican como Fe- γ sufren una grave perdida de ductilidad en caliente. Kujanpaa y Moisio (1980) confirmaron que S y P fragilizan el Fe- γ, pero no la ferrita- δ, pero la mejor resistencia a la fragilización fue proporcionada por una mezcla de Fe-γ y Fe- δ.

Fig.8.10 Efecto del contenido de carbono sobre la longitud de la grieta en un acero colado en forma continúa.

Fig. 8.11 Trayectoria preferida de flujo a través de una malla simulada de granos equiaxiales

El desarrollo más sofisticado de los intentos de predecir la susceptibilidad al fisuramiento en caliente ha sido la serie de acontecimientos ocurridos desde 1999 por Rappaz y sus colegas. Inicialmente su modelo evalúa la contracción lineal y las contribuciones de contracción volumétrica a la tensión hidrostática, admitiendo que el modelo en esa etapa solo predijo la formación del poro inicial y no se extendía a la elaboración de una grieta. Una serie de

publicaciones han surgido desde el 2000 con la ampliación del concepto de un modelo granular, pero en el que los granos son distribuidos al azar. Este ha sido un gran avance en los simplistas modelos geométricos discutidos anteriormente, permitiendo que los detalles de la naturaleza de la zona pastosa que se simula durante la etapa progresiva de solidificación. La red de canales de líquido residual se ve en la figura 8.11. Un resultado para una aleación pastosa Al-1Cu se ilustra en la figura 8.12, y el flujo altamente no uniforme a través de la zona se muestra en la figura 8.13. Los autores resumen su trabajo en la creación de mapas morfológicos (figura 8.14). Aunque a estas alturas estas simulaciones son solo 2-D, una extensión a 3-D se manifiesta que es relativamente fácil. Esto representara un gran paso adelante en nuestra comprensión del proceso dentro de la zona pastosa. Aún así, la presencia de bifilms complicara estos patrones de flujo y las hará más complejas. No es de extrañar que la zona pastosa a veces no permita ningún tipo de flujo, como se muestra en la figura 6.17.

Fig.8.12 Zona pastosa calculada de granos equiaxiales de una aleación Al-1%Cu enfriada a -1Ks-1 en un gradiente de 6 Kmm-1. Granos en contacto mecánico se sombrean al mismo nivel de gris

Fig.8.13 Un modelo de flujo de fluido y distribución de presión en una zona pastosa equiaxial

como resultado de la contracción de solidificación en una aleación Al-1%Cu con 98.4% de solido. El ancho de cada canal es magnificado en proporción al flujo local, y presión local es indicada en la escala gris.

Fig.8.14 Mapa de la zona pastosa basada en el modelo granular de Vernede et. al (2006). Región (a) contiene principalmente granos aislados; (b) algunos tipos de contacto de grano que nos conduce a grupos aislados; (c) Grandes grupos que contienen algo de líquido aislado; (d) red sólida continua pero grandes películas continuas no existen; (e) solidificación completa.

Fig.8.15 Test de fisuramiento en caliente de Trikha y Bates (1994) consistente en conos opuestos, entregando un par de resultados que pueden ser comparados reproduciblemente.

1.10 Métodos de Control El ingeniero en fundición puede estar seguro de que hay una serie de diferentes enfoques para abordar los problemas de fisuramiento en caliente en la colada, o incluso, preferiblemente, prevenir tales defectos por una precaución apropiada. 1.10.1 Mejora en el llenado del Molde En la práctica, vale la pena repetir cualquier número de veces, el autor nunca ha dejado de tratar el fisuramiento en caliente simplemente actualizando el sistema de llenado, lo que garantiza que el aire no es arrastrado en el metal en cualquier punto. Fundiciones enteras se han revolucionado por esta vía. Por lo

tanto esta es probablemente la técnica más importante para hacer frente a los problemas de fisuramiento en caliente. Es la evidencia más convincente de que el fisuramiento en caliente están fuertemente vinculados a la presencia de bifilms. Por conocimiento del autor, y por desgracia, esta evidencia abrumadora aún no ha encontrado su camino en la literatura científica de fundición. 1.10.2 Diseño de Colada Se puede lograr mucho en la etapa de diseño de colada. La publicación de Kearney y Raffin (1987) se preocupa casi exclusivamente de la prevención de fisuramiento en caliente por ajustes del diseño de colada. En general se puede resumir diciendo: (i) (ii) (iii) (iv) (v)

No diseñar esquinas de entradas agudas No proporcionar una combinación recta entre dos potenciales puntos calientes; la curva de tales miembros; Proporcionar curvas en las entradas de manera que fácilmente se pueda acomodar la deformación; Angulo y conjunto exterior de refuerzos y nervios que permitan una acomodación más fácil de la deformación; Para colada por gravedad en coquilla (molde permanente) se recomienda una rápida remoción de cualquier alma de acero interna para reducir la contracción.

El lector apreciara la filosofía general, aunque esta severa condensación apenas hace justicia a la obra original de estos autores. También es importante tener en cuenta que las rebabas de las piezas coladas como resultado de la mala colocación de moldes y almas puede ser una fuente importante de limitación en fundición. Es necesario identificar las fuentes reales de restricción, por lo tanto, para comprobar la pieza directamente del molde. Toda esta lista terrible de advertencias debe ser puesta en contexto. Por la experiencia del autor la presentación de esquinas agudas y otros de los peligros geométricos nunca ha dado un problema, siempre que el metal líquido sea de buena calidad, y siempre que el metal líquido no ha sido afectado por un mal diseño del sistema de llenado. En cualquier caso, es común encontrar que el diseño es fijo y cualquier cambio implicara una negociación significativa con el cliente y/o el diseñador, y puede eventualmente que no estén de acuerdo. En tales situaciones, el ingeniero de fundición tiene que recurrir a otras opciones. Estas incluyen las siguientes.

1.10.3 Enfriadores El enfriamiento de los puntos calientes es una técnica útil. Esto reduce la temperatura a nivel local, fortaleciendo así el metal llevándolo fuera de su rango de temperatura susceptible antes de aplicar ninguna deformación y tensión significativa. Mediante la reducción de la temperatura lo más cerca de la pieza como un todo, el diferencial de temperatura que maneja el proceso se reduce, y cualquier concentración de tensiones se redistribuye sobre una región más grande de la pieza colada. Por lo tanto, un enfriamiento local es generalmente muy eficaz. Además de esta explicación convencional, las investigaciones recientes han revelado que la acción de los enfriadores es más compleja. Los enfriadores causan que el frente de solidificación se desplace en forma rápida desde el enfriador, con un movimiento unidireccional. Bifilms, con su película de aire encerrado, son la última barrera de las dendritas que en la solidificación no pueden progresar a través del aire. El resultado es que los bifilms son empujados en la parte delantera del frente por lo que se aleja del vulnerable punto caliente. Esta es la razón de muchos problemas de arrastre, en lugar de auténticos problemas de contracción, parecen ser eliminados por la acción de un enfriador. La interpretación usual (y por lo general bastante mal) es que el enfriador elimina la porosidad de contracción. Algunos aparecen como bifilms de óxido, sin embargo, que se une a la superficie de colada (posibilidad en el punto en el que originalmente se pliegan) para que no estén completamente libres de ser empujados hacia delante. Además, algunos están orientados de una manera tal que algunas de las puntas de las dendritas que avanzan pasen por ambos lados del bifilms, como se ve en la figura 2.43. De cualquier manera, los bifilms están estructurados como una lámina plana, paralela a la dirección de crecimiento de las dendritas, y luego fijo en esta posición hasta que solidifica. Grietas en ángulos rectos a la superficie del enfriador se pueden ver en la radiografía que se muestra en la figura 2.43. Tales planos separados fácilmente a lo largo de una capa de aire como resultado de una deformación por tracción. Esto puede ocurrir durante la solidificación, en forma de un fisuramiento en caliente como se muestra en la figura 8.1. Alternativamente, los planos y los pasos característicos se pueden ver en la superficie de fractura de tensión a temperatura ambiente como en las figuras 2.44 y 2.46. 1.10.4 Reduciendo la Contracción

Una reducción en la presión (o tensión) en la contracción de la pieza fundida se puede lograr mediante la reducción de la resistencia del molde. Como hemos señalado antes, esto es, en principio fácil de lograr. Las opciones son: (1) reducción del nivel de aglutinante en la arena del alma, aunque normalmente hay poco margen para ello, debido a que los que se encuentran operan en resistencias mínimas para reducir los costos y facilidad de desmoldeo que utiliza una fuerza que asegure la no fractura de almas y defectos como resultado de un mal manejo; y (b) debilitando el alma mediante el uso de una forma menos densa ( como la producción mediante soplado en vez del moldeado manual) o la modificación del diseño haciéndola esta hueca. Antes del desmoldeo del molde, y más rápido desmoldeo de machos, lo cual también puede ser útil. Sin embargo, Twitty (1960) encontró el efecto contrario; sus fundiciones blancas sufrieron fisuramiento en caliente cuando se agitan previamente como resultado de tensiones adicionales puestas en la pieza producto de la extracción del molde! El-Mahallawi y Beeley (1965) muestran como pruebas apropiadas pueden llevarse a cabo en arenas que contienen diferentes aglutinantes. Se espera que una prueba de deformación/ tiempo para la arena bajo una condición de gradiente de calentamiento para proporcionar una buena evaluación de contracción impuesta por diferentes tipos de sistemas arena/aglutinante. DiSylvestro y Faist (1977) utilizan su ensayo de anillo de arena moldeada para comprobar el efecto de los diferentes aglutinantes de arena en el fisuramiento en caliente en aceros al carbono. En un trabajo posterior en acero, Scrata (1981) enumera los aglutinantes de arena que afectan el aumento del fisuramiento en caliente para secciones fundidas de menos de 30 mm. Estas son:        

Arena en verde (menos fisuramiento en caliente); Arena seca (arcilla como aglutinante); Aglomerante de Silicato de Sodio (CO2 y tipos de endurecedores Ester); Arena Shell con resina aglutinante; Resina Alquidica/aceite (tipos perborato isocianato); Arena ligada con aceite; Resina fenol-formaldehído/isocianato; Resina furánica (peor fisuramiento).

En el caso del peor aglutinante de arena, la resina furánica, es difícil de creer que el comportamiento térmico y mecánico del aglutinante sea el responsable del aumento en la incidencia del fisuramiento en caliente. Parece probable que el azufre (o fósforo) contenidos en la mezcla del aglutinante contamine la superficie la superficie de la pieza de acero fundido, favoreciendo la formación de películas en borde de grano de sulfuros o fosfuros, y haciendo así que el metal sea más susceptible al fisuramiento.

En secciones más gruesas la mayor cantidad de calor disponible produce una mayor quema del aglutinante, lo que produce un mejor colapso de la arena del molde. Los aglutinantes orgánicos se benefician de esto. Paradójicamente también se ve el sistema inorgánico basado en el silicato de sodio en esta lista el cual se beneficia de una manera similar. Este es probablemente el resultado de que el calor adicional conduce a un mayor ablandamiento y/o de fusión del aglutinante a alta temperatura. Cuando el aglutinante se enfría, sin embargo, es bien conocido que se puede convertirse en una masa fundida vítrea, que puede ser difícil de eliminar del acabado de una pieza fundida. Aun así, los aglutinantes de silicato modernos contienen agentes de degradación que parecen haber resuelto este problema. Para piezas de fundición ferrosa las inclusiones en la arena que puedan quemarse rápidamente, dejan espacios en que la arena se puede mover, permitiendo una acomodación mas rápida y mayor en el movimiento de la pieza. Adiciones comunes a arena en verde son harina de madera, celulosa, y gránulos de poliestireno. Placas de espuma de poliestireno de 25-50 mm de espesor se han insertado en molde o alma en aprox. 6-12 mm de distancia de la interfaz de colada molde, dependiendo del grosor de la pieza colada. Por el contrario, refuerzo de varillas o barras en los moldes de arena o almas pueden reducir en gran medida la colapsabilidad de la parte del molde en que se colocan, y pueden causar desgarro local. En el caso de la fundición a presión por gravedad, donde el alma puede estar hecho de hierro fundido o acero, es común al construir el alma de modo que pueda ser retirada o se pueda colapsar hacia el interior tan pronto como sea posible después de colada. Casi todos los pistones de aleaciones de aluminio se hacen de esta manera, con complejos colapsables de cinco piezas de almas internas. En esta última instancia, sin embargo, se ha de enfatizar que la eliminación de la contracción después de colada no es siempre una técnica fiable. Esto es porque el tiempo es difícil de controlar con precisión; es decir, demasiado pronto puede resultar en una fractura del metal líquido, y demasiado tarde causara agrietamiento. Es realmente mejor que depender de los sistemas pasivos. 1.10.5 Soportes La colocación de los soportes en una esquina o punto caliente a veces puede ser útil. Los soportes probablemente no sirven para reforzar, sino como aletas de refrigeración. Tal vez predecible (a causa de que la conductibilidad de la fundición de acero es más baja que la del aluminio, por ejemplo), la fundición de acero que son enfriados son generalmente más malos en la prevención del

fisuramiento(Scrata, 1981). Aún así, algunas piezas grandes de acero colado se ven a veces que se tratan como “soportes fisurados”, la colada erizada como un puercoespín. Estas características confirman la existencia de diseños de pobres sistemas de llenado. 1.10.6 Afinamiento de Grano Se espera que el afinamiento de grano de la aleación pueda ser útil en la reducción del inicio de la grieta, como se indica en la ecuación 8.7. Sin embargo, es necesario tener cuidado de no pasar por alto el hecho de que si las condiciones se distribuyen entre muchos bordes, puede ser más fácil haciendo difícil la iniciación subsiguiente de crecimiento de la grieta, como se discutió anteriormente. Por un razonamiento similar, una fácil iniciación en un límite favorablemente situado entre granos grandes por lo general tiene problemas para crecer más allá de los primeros granos. Aun así, en general, los granos finos reducen la susceptibilidad al fisuramiento en caliente. La figura 8.9 muestra la mejor resistencia al fisuramiento por un afinamiento de grano en las aleaciones Al-Cu. Davies (1970) encuentra un resultado similar para otras aleaciones de Al. Novikov y Grushko informan los efectos beneficiosos del afinamiento por Sc y Zr en aleaciones de Al-Cu-Li. Twitty (1960) confirmo que en una fundición blanca aleada con 30% Cr sufre severamente de fisuramiento en caliente cuando no se refina el grano, mientras que con adiciones de 0.1-0.25 de Ti se reduce el tamaño de grano y se reduce el fisuramiento en caliente. Sin embargo, en un experimento realmente esclarecedor para reducir el fisuramiento en caliente de un DC (Enfriamiento Directo y continuo) de aleaciones de Al, Nadilla y colegas (2007) introducen un afinador de grano en la cuchara antes de la colada, con éxito en el afinamiento de grano y eliminar las grietas. Sin embargo, cuando se añade el mismo afinador de grano en la corriente de metal durante el vertido del molde, en la pieza fundida hubo un éxito de afinamiento de grano, pero agrietado. Esto es claramente la instancia de los precipitados de afinante de grano rico en Ti como bifilms en la cuchara y yéndose al fondo de esta, de manera tal que el de bifilms eran claramente incapaces de separarlos, por lo que fueron trasladados a la pieza colada, creando un excelente afinante de grano, sino también excelentes condiciones para la formación de grietas en la presencia de tensiones de enfriamiento. 1.10. 7 Reducción de la temperatura de Colada La reducción de la temperatura de colada puede ayudar a veces, como se ve claramente en las aleaciones Al-Cu (Figura 8.9). Este efecto es probable que sea el resultado del logro de un tamaño de grano más fino. Si, sin embargo, el efecto también se basa en la reorganización del bifilms, entonces el efecto

puede ser sensible a la geometría: en el caso que algunas direcciones sean más proclives a fallar si el bifilms son obligados a encontrarse a través de direcciones de deformación por tracción. 1.10. 8 Aleando Una variación de la composición de la aleación, dentro de los límites de las especificaciones químicas de la aleación, puede ayudar algunas veces. La adición de elementos para incrementar la fracción de volumen de líquido eutéctico puede ser vista como una ayuda por (i) el aumento de la extensión de la pre-fisuramiento por límite de grano lubricado de deslizamiento, (ii) disminución de la CSC (coeficiente de susceptibilidad a la fractura). Couture y Edwards (1966) confirman que las aleaciones de cobre se benefician de un aumento de la cantidad de líquido durante la etapa final de solidificación. El manganeso en aceros es bien conocido que reacciona con azufre para formar MnS, de manera que la formación del líquido perjudicial de FeS se reduce en los bordes de grano. Para otros sistemas de aleaciones más complicados las respuestas no son tan sencillas. Por ejemplo, en los primeros trabajos en el sistema Al-Cu-Mg de Pumphrey y Lyons (1989, la relación entre el fisuramiento en caliente y la composición es compleja, como fue confirmado por Novikov (1962) para varios sistemas Al-Cu-X. Ramseyer et. al. (1982) investigo el sistema Al-CuFe y encontró que para ciertos rangos de composición el aumento de los niveles de hierro eran deseables para controlar el fisuramiento. Esta es una conclusión muy sorprendente que la mayoría de los metalurgistas no habría predicho; el hierro suele considerarse una impureza que fragilizan la mayoría de las aleaciones de aluminio de alta resistencia al ser evaluadas mediante pruebas de ductilidad a temperatura ambiente. El trabajo posterior de Chadwick (1991) revelo que el efecto del hierro es proporcionar una red de cristales ricos en hierro alrededor de las dendritas primarias de aluminio, como un marco de andamiaje que aparece para apoyar y reforzar la matriz dendrítica más débil. 1.10. 9 Reducción del largo de Contracción Acortar la longitud sobre la que se acumula la tensión se consigue convenientemente a veces mediante la colocación de un alimentador en el centro del largo. Una gran concentración de calor en el centro de la sección de enfriamiento permitirá que la tensión pueda ser alojada en la región plástica junto a la alimentación. Cualquiera apertura de caminos intergranulares es probable de alimentar fácilmente de un alimentador que se encuentre cercano. La ubicación cuidadosa del alimentador de esta manera divide efectiva una

pieza fundida en una serie de longitudes cortas. Si cada longitud es suficientemente corta, las tensiones pueden ser ubicadas para evitar un desgarro. La ubicación de los revestimientos aislantes también puede ser usada de la misma manera. En términos de la ecuación 8.5, la técnica es equivalente a un método para reducir la concentración de tensiones al multiplicarlo por el número de puntos calientes, y así aumenta el largo total l de los puntos calientes, mientras se reduce la longitud de contracción L. 1.11 Resumen de las condiciones para Fisuramiento en Caliente y Porosidad Los hallazgos de los investigadores como Spittle y Cushway (1983) se resumen esquemáticamente en la Figura 8.16a. son claras las ventajas del tamaño de grano, pero es de importancia primordial los beneficios que se esperan de un metal limpio. La diferencia entre las condiciones para la aparición de la porosidad y la aparición del fisuramiento en caliente se ha mencionado varias veces. La Figura 8.16b representa un resumen de estas condiciones. Claramente, la porosidad se forma en la tensión hidrostática como resultado de una mala alimentación, especialmente en el tipo de condiciones que se encuentran en una aleación con estado pastoso. La alimentación interdendrítica conduce a una reducción de la presión que se describe mediante la relación Darcy, en el que el flujo laminar a través de los canales interdendríticos sufre arrastre viscoso, produciendo una caída de la presión .Así estas condiciones existen en aquellas aleaciones que solidifican como solución sólida, y por lo tanto forman dendritas cuyos canales interdendríticos de forma cónica hacia abajo se van estrangulando, la maximización de arrastre viscoso, produce una maximización de el potencial para la creación de porosidad. Al aumentar el contenido de soluto en la aleación lo suficiente para formar eutéctico, particularmente en condiciones de solidificación de no equilibrio, la tensión hidrostática (triaxial) se reduce inmediatamente en gran medida debido a que los canales dendríticos se estrechan en un punto, pero ahora se truncan con un frente plano de eutéctico. El potencial para la porosidad ahora disminuye bruscamente como se desprende de la figura 8.16b. Si no existe ningún tipo de tensión uniaxial, el potencial para el fisuramiento en caliente a los primeros aumentos similares al potencial para la formación de poros, será producto de la fuerte caída en la primera aparición del líquido eutéctico fuera del equilibrio, el que puede o no corresponder a la

susceptibilidad de fisuramiento en caliente dependiendo de cómo se mide experimentalmente. Los diferentes regimenes de tensión triaxial y uniaxial corresponden a los regimenes para la incidencia de la porosidad y fisuramiento en caliente en los sistemas de aleación como los que se ilustran en la figura 8.16. El continuo bajo nivel de porosidad al aumentar el contenido de soluto al aproximarse a la eutéctica es el resultado de que queda solo un residual de gas-porosidad. Esto también, por supuesto, solo se produce debido a la presencia de una baja población de bifilms.

Fig. 8.16 Resumen de (a) los modestos efectos del tamaño de grano y los poderosos efectos de los bifilms sobre el desgarro en caliente; (b) la relación estrecha y potencialmente confusa entre las condiciones para porosidad (dependiente de la presión hidrostática) y el desgarro en caliente (principalmente dependiente de la tensión uniaxial).

El máximo en el intervalo de solidificación corresponde con el máximo de porosidad y fisuramiento en caliente (Campbell 1969, Rappaz 1999). Curiosamente, este máximo también corresponde estrechamente con las composiciones de muchas aleaciones de conformado. Esto se debe a que las aleaciones de conformado se han optimizado en un contenido máximo de aleación en solución, y evitando la presencia de duras fases eutécticas que contribuyen muy poco en una resistencia adicional, y reducir otras propiedades tales como la resistencia a la corrosión. Así, estas aleaciones sufrirán máximo problemas de fisuramiento en caliente y agrietamiento durante la colada. La única razón por la que solo tales composiciones tienen éxito en la práctica es debido a las grandes precauciones tomadas por la industria de material conformado para colar un metal tan limpio como sea posible, y con un gradiente de temperatura lo más alto posible proporcionado por un enfriamiento intenso de agua. Aun así, la industria con colada continua esta preocupada por el agietamiento de los lingotes, en particular de algunas de las aleaciones más resistentes, y sobre todo al comienzo de la colada. Esto debido a que después de la limpieza del baño, la pieza se inicia por la masa

fundida que cae y comienza la solidificación en cientos de milímetros desde la superficie, por supuesto, que genera enormes bifilms. Esto causa un agrietamiento del material colado alrededor de la cola de pato en la parte superior de la barra entrante. Aunque, una vez que el molde se llena, el resto de la colada no crea más bifilms; los problemas por agrietamiento se extienden una larga extensión que puede alargarse la longitud de la pieza a causa de la mezcla y dilución progresiva del baño original fundido, la propagación del bifilms original puede flotar libremente lejos del producto (solidificado). 1.12 Fisuramiento en caliente en Aceros Inoxidables. La falla en piezas coladas en acero inoxidable durante la solidificación y enfriamiento pueden ser complicadas por los cambios de fase que pueden ocurrir durante el enfriamiento. El parámetro crítico es la razón Cr eq/Nieq que se discutió en detalle en la sección 6.6. Nayal (1986) no duda en hacer que útil punto que es la estructura del acero durante el enfriamiento, es mucho más importante en lugar de la estructura a temperatura ambiente. El clasifica los aceros según sus reacciones estructurales durante el enfriamiento: A.

L → L+γ → γ L → L+γ → L + γ + δ → γ + δ

B.

L→ L+δ → L + γ + δ → γ + δ

C.

L→ L+δ→ δ → γ+δ

El rango de solidificación de modo B corre para los valores de Cr eq/Nieq de 1.49 a 2.0. En un trabajo posterior junto a Beech los investigadores encontraron que en el caso de solidificación totalmente en el modo B no se observan grietas, mientras que cuando hay presencia de los componentes A y C siempre dan lugar a grietas. Los investigadores Kujanpaa y Moisio (1980) encontraron que P y S son particularmente perjudiciales al favorecer el fisuramiento en los aceros que solidifican solo austeniticamente, pero no afectan a las que se solidifican con un poco de ferrita delta. La división entre los dos aceros esta nítidamente definida Creq/Nieq = 1.5. Otro trabajo escandinavo, Rogberg (1980), confirma esta regla general para el caso particular de dos aceros que son tirados a alta temperatura en una maquina de ensayo de tracción. Los aceros que solidifican en forma austenítica son sensibles a una amplia gama de impurezas, pero los aceros que contienen ferrita parecen insensibles a este problema. 1.13 Técnicas Predictivas

Es muy valiosa la capacidad de predecir la ocurrencia de fisuramiento en una pieza fundida. Uno de los primeros intentos exitosos suponiendo un comportamiento reológico de las aleaciones solidificadas fue hecho por Qingchun et. al (1991). Un modelo no muy distinto a uno viscoplástico se ha beneficiado del poder de los computadores que Pokorny, Monroe, y Bekermann (2009) han demostrado que el lugar y gravedad del fisuramiento en caliente es predecible en las simulaciones de relativamente complejas piezas en aleaciones ligeras. Estos precursores de enfoque computacionales son los primeros que pueden llegar a habituales simulaciones computacionales que en su debido tiempo serán de uso comercial. Para tener una visión más científica sobre los mecanismos de fisuramiento en caliente, el muy descriptivo modelo granular desarrollado por Rappaz y colegas (1999-2009) es un modelo útil que a futuro puede ser necesario para comprender y predecir las fallas de tracción en un estado parcialmente solidificado. 2.0 Agrietamiento en Frío 2.1 General Agritamiento en frío es un término general usado para enfatizar la naturaleza diferente de la forma de falla con el fisuramiento en caliente. Mientras la palabra “caliente” en fisuramiento en caliente implica una falla que ocurre a una temperatura por encima de la solidus, “frío” significa simplemente una temperatura más baja que la solidus, en algunos casos , por lo tanto, puede ser bastante caliente!.Solidus, aquí significa, por supuesto, la verdadera solidus fuera del equilibrio (no el valor interceptado en un diagrama de (fase de) equilibrio). El termino “agrietamiento”(cracking) debe contrastarse con el termino “desgarramiento”( tearing).Mientras un desgarro se produce como una falla irregular en un material débil, una grieta es más recta y más suave, y se lleva a cabo en materiales más resistentes y sólidos. Dado que representa la falla de un material resistente, la tensión necesaria para nuclear y propagar la falla es correspondientemente más significativa (en tensiones de fisuramiento en caliente es menos significativa, mientras el esfuerzo es importante). De vez en cuando aparecen fallas que caen entre las categorías de desgarro y agrietamiento. Tales problemas incluyen la frontera de las grietas que se forman en aceros debido a la presencia de elementos residuales de bajo punto de fusión, tales como las fases ricas en cobre, en los bordes de grano. La fase de cobre-cojinete esta líquida entre 1000 y 1100°C, con su ángulo diedro que cae a cero en este rango de temperatura, cubriendo (mojando) así los granos. En este rango de temperatura, por lo tanto, el acero es particularmente susceptible a fallar por tensión (Wieser 1983). La temperatura esta muy por debajo de la solidus( en términos del sistema Fe-C), el agritamiento no se

producirá fácilmente a temperatura más alta debido a que la fase líquida no moja tan bien, y por lo tanto, no cubre una gran parte de la zona de borde de grano. Volviendo a la grieta en “frío”, la fuerza motriz para la nucleación y propagación de la grieta en frío es la tensión. Las diversas formas en que las tensiones pueden surgir y concentrarse en piezas de fundición se han tratado anteriormente y no se repiten aquí. Sin embargo, un mecanismo no pretratado es el de cambio de fase en estado sólido. En aceros que se transforman desde la estructura δ a γ, la gran reducción de volumen se ha sugerido como una fuente potencial de tensión debido a las grandes deformaciones implicadas (Gelperin 1946, Grill y Brimacombe 1973). De hecho, el cambio de volumen que ocurre durante el colapso de la ferrita cúbica de cuerpo centrado a la fase austenita de empaquetamiento compacto es cerca de 1.14%, que corresponde a una contracción lineal de 38% (siendo un tercio de la contracción de volumen). Esta es un tensión lineal masiva, muy por encima del punto de fluencia (en la región de 0.05 a 0.1% de tensión), y por lo que se esperaría para abrir cualquier fragmento de bifilms para formar los sitios de nucleación de grietas más grandes que se propagan en la medida que el cero se enfría, generando altas tensiones para propagar las grietas de un tamaño que sean observables. Este mecanismo parece ser la causa del agrietamiento ampliamente experimentado en palanquillas de colada continua en aceros de bajo carbono y aceros de baja aleación en el rango 0.10-0.15 de carbono. La Fig 8.10 se da como ejemplo. Las grietas que se producen en la medida que el carbono aumenta hasta 0.35 probablemente refleja la creciente proporción de acero que solidifica directamente como austenita, evitando las tensiones asociadas con la transformación en estado sólido. 2.2 Iniciación de la Grieta Las grietas comienzan a partir de zonas de aumento de tensiones. Un aumento de la tensión puede ser debido a un cambio brusco en la sección de la pieza. Sin embargo, este problema es bien conocido por los diseñadores, y en cualquier caso no es probable que cause aumentos de tensiones por mucho más que un factor dos. Se producen tensiones más graves cuando se tienen características más agudas tales como oxido de plegado (bifilms) que constituyen un tipo de grieta que se produce en el momento de colada de la pieza fundida. Estos defectos son tanto más peligrosos porque pueden ocupar una gran sección de la pieza colada, pero al mismo tiempo son difíciles de detectar. Los bifilms de oxido son probablemente los más importantes iniciadores de grietas en aleaciones ligeras. Esto es claro porque a partir de la experiencia diaria en fundiciones, piezas hechas con un buen sistema de alimentación y entrada, por lo general, no son sensibles a los problemas de agrietamiento.

Volviendo ahora a las tensiones involucradas durante y después de la solidificación de una soldadura, esta puede producir una tensión muy alta debido a la contracción de metal sólido de los alrededores. Este material circundante esta cerca de la temperatura ambiente y por lo tanto muy fuerte. En tal caso Dixon (1987) ha observado que las grietas comienzan a partir de tales sitios inocuos como microporos. Sin embargo, estos defectos pequeños y relativamente redondeados son iniciadores improbables a pesar de la elevada fuerza de conducción. También es más probable que el microporo este ubicado en un bifilms, y son estos bifilms son la causa de iniciación de la grieta. Solo observaciones muy cuidadosas con un SEM serían capaz de resolver estas dudas. En el caso de la fuerte serie de aleaciones de Al 7000, Lalpoor y sus colegas (2009) utilizaron el análisis de elementos finitos en una coladora (DC) semicontinua de palanquillas y planchas gruesas. Ellos tienden a conocer los niveles de estrés, estimar los tamaños críticos de defecto para que se inicie una falla catastrófica. Los diámetros de estas grietas en forma de “un centavo” deben tener entre 3 y 10 mm para que se inicie la falla. Bifilms de óxido son de esperar que tengan más que este tamaño como resultado de un llenado turbulento del molde. De hecho bifilms de hasta 100 mm de diámetro no sería sorprendente encontrar. Estas fallas repentinas y de tipo frágil son siempre de esperar. 8.2.3 Crecimiento de la Grieta A medida que la colada se enfría, la tensión –relajación por fluencia se hace cada vez más lenta, y con el tiempo se detiene por completo. Así, desde este punto en adelante, una mayor contracción solo acumula deformación elástica y el consiguiente estrés. La tensión acumulada esta disponible para hacer crecer la grieta con una gran velocidad hasta grandes tamaños. Less (1946) informa que fundiciones de aleaciones de aluminio de alta resistencia coladas en molde de arena diseñadas para que se produzca fisuramiento en caliente al restringir la contracción de los extremos de las barras. Si el sistema de contracción no es colocado en libertad antes de que de que la colada llegue a 200°C se escuchara un fuerte crujido correspondiente a la fractura completa de la barra. Fallas similares durante el enfriamiento de fundiciones de acero también son bien conocidas, como fue, por ejemplo informado por Steiger ya en 1913. Después de las tensiones producto de la transformación de delta a austenita por encima de aproximadamente 1440°C, durante el enfriamiento adicional de la fundición de acero hay una sucesión de intervalos de temperatura especialmente vulnerables. La siguiente lista no es exhaustiva.

1. Las fundiciones de acero al carbono se fragilizan si se encuentran durante un período excesivo entre aproximadamente 950 y 600°C (Harsem et. al 1968). Butakov et al. (1968) cita hidrogeno, azufre y fósforo que aumentan la fragilización en el intervalo de 900-650°C, y en la superficie de la fractura intergranular se exhiben diversas formas de sulfuros, en particular MnS y FeS. Harsem (1968) añade carburos y AlN a esta lista. Desde nuestra posición privilegiada de conocimiento, parece probable que muchas de estas investigaciones fueron influenciadas por la presencia de bifilms. Al menos algunos de estos problemas son susceptibles de ser asociados con las tensiones de la transformación de austenita a ferrita. Nuevas investigaciones son necesarias ahora para clarificar esto. 2. Aceros impuros de baja aleación sufren de manera similar en el rango de 550-350 °C (Low 1969). 3. Los aceros de bajo carbono son susceptibles a la fractura frágil si la deformación se produce en el rango de 300-150 °C, la llamada fragilidad azul, o en el rango de fragilidad de revenido (serví 1962). En su revisión, Wieser (1983) enumera los principales contribuyentes para la fragilidad de revenido como antimonio, arsénico, estaño, y fósforo. Se han encontrado que estos elementos segregan a los bordes de grano anteriores de la austenita. Dados que estos bordes de grano, en general, coinciden con los bordes de grano de ferrita, por lo que la grieta será intergranular una vez más. Sin embargo, es complicado el efecto de estos y otros elementos en los diversos tipos de aceros, al no ser la misma en todos los casos, por ejemplo, el estaño en concentraciones sobre 0.4% fragiliza aceros de Ni-Cr-Mo-V, pero no aceros de 2.25 Cr1 Mo. Cobre, manganeso, y silicio son también perjudiciales en algunos aceros, mientras que el efecto del molibdeno es generalmente beneficioso. 4. La mayoría de las aleaciones de hierro cúbicas de cuerpo centrada se vuelven frágiles a temperaturas bajo cero, -150 a-250 °C. Esto a menudo se conoce como el rango de fragilidad en frío. En los aceros, si la grieta esta abierta a la atmósfera, el color de la superficie es una guía para determinar cuando esta se formo: una superficie metálica incolora indica que la grieta se produjo a una temperatura cercana a la temperatura ambiente; los normales ” colores de revenido” ( los colores de interferencia de luz reflejan el espesor del óxido ) se extienden a partir de color paja claro, formado en alguna parte cerca de los 300°C, a través de amarillo, azul y finalmente café indican una mayor exposición de tiempo a temperatura, probablemente con temperaturas aproximadas de entre 600 a 700°C para los colores más oscuros.