Suplemento de la Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales 2009; S1 (1): 17-25.

EFECTOS MICROESTRUCTURALES SOBRE LA RESISTENCIA A LA FATIGA EN UNA ALEACIÓN CO-CR-MO DE BAJO CARBÓN

Z. Matamoros-Veloza 1, Hugo López Ferreira 2, M.A. Cisneros-Guerrero 1, M.M. Cisneros –Guerrero

1, Brenda Velis1

Este artículo forma parte del “Volumen Suplemento” S1 de la Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales

(RLMM). Los suplementos de la RLMM son números especiales de la revista dedicados a publicar memorias de congresos.

Este suplemento constituye las memorias del congreso “X Iberoamericano de Metalurgia y Materiales (X

IBEROMET)” celebrado en Cartagena, Colombia, del 13 al 17 de Octubre de 2008.

La selección y arbitraje de los trabajos que aparecen en este suplemento fue responsabilidad del Comité Organizador del X IBEROMET, quien nombró una comisión ad-hoc para este fin (véase editorial de este suplemento).

La RLMM no sometió estos artículos al proceso regular de arbitraje que utiliza la revista para los números regulares

de la misma.

Se recomendó el uso de las “Instrucciones para Autores” establecidas por la RLMM para la elaboración de los artículos. No obstante, la revisión principal del formato de los artículos que aparecen en este suplemento fue responsabilidad del Comité Organizador del X IBEROMET.

0255-6952 ©2009 Universidad Simón Bolívar (Venezuela) 15

Suplemento de la Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales 2009; S1 (1): 17-25.

EFECTOS MICROESTRUCTURALES SOBRE LA RESISTENCIA A LA FATIGA EN UNA

ALEACIÓN CO-CR-MO DE BAJO CARBÓN

Z. Matamoros-Veloza 1, Hugo López Ferreira 2, M.A. Cisneros-Guerrero 1, M.M. Cisneros –Guerrero 1, Brenda Velis 1

1:Technological Institute of Saltillo, Faculty of Metal-Mechanics, Saltillo, México 252800 2: University of Wisconsin-Milwaukee, EMS Building 1185 3200N, WI 53211 Milwaukee, WI 53211

* E-mail zullyma@its.mx

Trabajos presentados en el X CONGRESO IBEROAMERICANO DE METALURGIA Y MATERIALES IBEROMET Cartagena de Indias (Colombia), 13 al 17 de Octubre de 2008 Selección de trabajos a cargo de los organizadores del evento

Publicado On-Line el 20-Jul-2009 Disponible en: www.polimeros.labb.usb.ve/RLMM/home.html

Resumen En este trabajo se investigaron las propiedades de fatiga de bajos ciclos de una aleación biocompatible Co-27Cr-5Mo

de bajo carbón, para lo cual se partió de una aleación con una estructura consistente en una mezcla de fases HCP y FCC y adicionalmente se detectó la presencia de carburos angulares identificados en la literatura como de tipo M23C6. Por lo tanto, para estabilizar la fase FCC la aleación fue homogenizada a una temperatura de 1150°C durante 1 hora y templada en agua. Posteriormente la aleación se envejeció a 850°C por 24 horas para promover la trasformación FCC a HCP al 100%. En el presente trabajo se discuten los posibles mecanismos asociados al comportamiento en fatiga de bajos ciclos, en términos de la respuesta microestructural de esta aleación.

Palabras Claves: Biomateriales, Aleaciones de cobalto

Abstract The low cycle fatigue properties of a low carbon medical grade Co-27Cr-5Mo alloy were investigated in this work.

The alloy in the as-received condition consisted of HCP and FCC phase mixtures. In addition the alloy contained angular carbides identified in the literature as M23C6 type. Hence, the alloy was homogenized at 1150oC for 1 hour in order to stabilize the FCC phase and then water quenched. This was followed by aging at 850°C for 24 hours to ensure an almost 100 % FCC to HCP transformation. In the present work, the probable mechanisms responsible to the low cycle fatigue properties are discussed in terms of the microstructural response of this alloy.

Keywords: Biomaterials, Cobalt alloys

1. INTRODUCCION Durante el siglo XX se desarrollaron los materiales funcionales, es decir, los materiales que cumplen con una función específica en los modernos sistemas electrónicos, mecánicos y en particular en el cuerpo humano. La ingeniería biomédica, como una integración de la medicina y la ingeniería de los materiales, ha avanzado a pasos agigantados en las últimas décadas y actualmente, los biomateriales cumplen funciones básicas en el cuerpo humano, asegurando la calidad de vida de las personas que los utilizan. En general, los biomateriales deben cumplir con ciertas exigencias fundamentales: Ser biocompatibles

Resistir a la corrosión de los fluidos corporales Cumplir la función biológica o mecánica planeada Resistentes a la fatiga en las aplicaciones de cargas cíclicas. Las aleaciones de composición nominal Co-27Cr-5Mo-0.3C fueron originalmente introducidas como implantes ortopédicos en 1936 [1] y son elaboradas por fusión y vaciado. Por otra parte, las aleaciones Co-Ni-Cr-Mo se emplean normalmente como piezas forjadas especialmente en vástagos de implantes sujetos a cargas elevadas, tales como caderas y rodillas. El Co y el Cr son los elementos mayoritarios, formado una solución sólida con un contenido hasta 65% (en peso) de Co y el Mo

0255-6952 ©2009 Universidad Simón Bolívar (Venezuela) 17

Matamoros et al.

promueve la formación de granos pequeños. Los implantes en aleación de Co-Cr-Mo son vaciados a temperaturas entre 800-1000°C en moldes de investimento. La temperatura de vaciado determina el tamaño de grano del material solidificado y una estructura de granos bastos debilita a la aleación, por lo que la presencia de carburos precipitados imparte resistencia mecánica a la aleación. Las propiedades de la aleación dependen en gran medida del proceso de fabricación, composición química y tratamientos térmicos aplicados. Entre las aleaciones mencionadas, las aleaciones Co-Cr-Mo-C grado biomédico han sido empleadas con gran éxito en el desarrollo de implantes debido a sus propiedades mecánicas y excelente biocompatibilidad. La mayoría de las aleaciones base Cobalto presentan dos formas alotrópicas: una hexagonal de empaquetamiento compacto (HCP), termodinámicamente estable a temperatura ambiente y otra Cúbica de Caras Centradas (FCC), la cual es estable a temperaturas elevadas [2,3]. En particular, se ha encontrado que la fase hexagonal (HCP) es altamente resistente al desgaste, por lo cual es deseable emplear prótesis de cadera en aleación de Cobalto con estructura hexagonal, con el fin de prolongar su vida útil. Aparentemente, la resistencia al desgaste en las aleaciones de Cobalto se mejora significativamente cuando la estructura cristalina es completamente hexagonal debido al limitado número de planos de deslizamiento. También se ha observado que la habilidad reducida de la fase hexagonal para deformar plásticamente, conduce a un volumen bajo de material desgastado y como consecuencia se tiene una alta resistencia al desgaste [4]. Las pruebas de desgaste metal-sobre-metal llevadas a cabo por Buckley en monocristales de Co-HCP indican que en estos pares se tienen coeficientes de fricción relativamente bajos y reducidos a velocidades de desgaste en comparación con los coeficientes de fricción en monocristales de Co-FCC [5]. Saldívar y col. [5] estudiaron el efecto que tiene el desgaste en la aleación Co-27Cr-5Mo de bajo carbono y encontraron una buena resistencia al desgaste [3]. En particular, la resistencia al desgaste de una estructura monofásica de Cobalto es mejorada significativamente cuando la estructura cristalina es completamente hexagonal. Las pruebas de desgaste realizadas a la aleación Co-

Cr-Mo-C en forma de pernos para la aleación trabajada y de discos para la aleación vaciada muestran que la pérdida de volumen por desgaste en discos y pernos como una función de la distancia a escala sigue una tendencia lineal. Debido a que la deformación plástica es significativamente limitada en aleaciones con estructura cristalina HCP, sus propiedades de desgaste son superiores a las esperadas en materiales con estructuras BCC o FCC, [6]. Además, en el caso de las aleaciones base Co la presencia de carburos, dependiendo de sus tamaños promedios y fracciones volumétricas, también contribuyen a la resistencia al desgaste de la aleación. Saldívar y col. [7], encontraron que los valores resultantes de los coeficientes de fricción de pares de desgaste FCC-FCC, son los más altos entre todas las condiciones investigadas. De acuerdo con las investigaciones publicadas en la literatura es evidente que la estructura HCP en las aleaciones de Cobalto grado biomédico presentan las mejores propiedades de resistencia al desgaste. Sin embargo, la resistencia a la fatiga de estructuras HCP no ha sido investigada en gran detalle. De los resultados publicados [8,9] aparentemente casi no existe información sobre las propiedades de resistencia a la fatiga de bajos ciclos cuando la matriz de la aleación de Cobalto es HCP. La fatiga de bajos ciclos puede ser un factor importante en el diseño de productos industriales y en particular, puede ser un factor crítico en el diseño de implantes cuando algunas porciones de estos componentes están expuestas a deformación plástica cíclica inducida ya sea térmica o mecánicamente, causando la falla a un número relativamente bajo de ciclos [1].

2. PARTE EXPERIMENTAL A continuación se muestra en la Fig. 2.1 el diagrama de flujo que resume el procedimiento experimental utilizado. La matriz de la aleación Co-27Cr-5Mo de bajo carbón investigada presentó una estructura cristalina de fase hexagonal, HCP. La aleación comercial Co-Cr-Mo utilizada en el presente trabajo fue la aleación denominada BioDur Carpenter CCM, producida por fusión al vacío en horno de inducción (VIM) seguida por un electrofundido (ESR), su composición química se presenta en la Tabla 2.1.

18 Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25

Efectos Microestructurales Sobre la Resistencia a la Fatiga en

Fig. 2.1. Esquema del procedimiento general.

Tabla 2.1 Composición química de la aleación Co-Cr-Mo Elemento C Co Cr Fe Mn Mo N Ni Si

%P/P 0.1 62 26-30

0.75 1 5-7 0.25 1 1

Se utilizaron diferentes probetas de la aleación de Cobalto para realizar los ensayos de fatiga, cada una a diferentes porcentajes de deformación. Además, se utilizó una probeta de tensión con el propósito de determinar las propiedades mecánicas. Inicialmente las probetas de la aleación de Cobalto de bajo carbón fueron sometidas a un tratamiento térmico de homogenización a una temperatura de 1150°C, durante un periodo de 1 h, seguido de un temple en agua. Posteriormente se llevó a cabo un tratamiento de envejecido a una temperatura de 850°C durante 24 h [1, 10]. Los ensayos de fatiga se llevaron a cabo en una máquina servo-hidráulica de fatiga (MTS Low Cycle Fatigue Test) equipada con un software para el registro de las propiedades en función del número de ciclos. Para los ensayos de fatiga se utilizaron probetas de geometría y dimensiones de acuerdo con la norma ASTM E606-80 [11]. La Figura 2.2 muestra las dimensiones de las probetas utilizadas, las cuales fueron maquinadas de acuerdo con dicha norma. Una vez obtenidas las probetas con las dimensiones específicas, estas fueron sometidas a diferentes pruebas de fatiga a bajos ciclos con diferentes grados de deformación.

Barra de aleación de

Co-27Cr-5Mo de

Ensayos de fatiga

4 probetas

Ensayo de tensión

(Norma E-8M)

Pre-maquinado de las probetas

Tratamiento térmico, homogenizado

y envejecido

Análisis por

MEB, DRX

Caracterización por

MEB, DRX,

Microscopio Óptico

Fig. 2.2. Dimensiones de las probetas en aleación de Co y de bajo carbono empleadas en las pruebas de fatiga de bajos ciclos.

Después de los ensayos mecánicos, las probetas fueron sometidas a un análisis microestructural por microscopía electrónica de barrido y difracción de rayos-X, con el objetivo de investigar las fases presentes así como el modo de fractura por fatiga respectivamente.

3. RESULTADOS Y DISCUSION La figura 3.1 muestra la microestructura de la aleación de Co-27 Cr-5 Mo-0.05 en estado inicial sin ningún tratamiento, tal como se recibió. La microestructura de la aleación está constituida por una mezcla de granos de fases FCC y HCP. Adicionalmente, se encontró que la aleación contiene una pequeña fracción de carburos de forma angular, localizados preferentemente dentro de la matriz.

Fig. 3.1. Microestructura de la aleación de cobalto

La figura 3.2 muestra el patrón de difracción para la aleación Co-27 Cr-5 Mo-0.05 después de envejecida en condiciones isotérmicas por un periodo de 24h a 850°C. La figura 3.2 muestra los picos de difracción correspondientes a la aleación de cobalto después del tratamiento térmico. Se observa en la figura la presencia de las fases FCC y HCP.

Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25 19

Matamoros et al.

Una caracterización microestructural indico que la estructura está compuesta de casi un 85% de fase hexagonal. Es decir que el envejeciendo a 850°C promovió la transformación de la fase metaestable FCC a la fase martensita HCP.

Figura 3.2. Patrones de difracción de rayos-X para la aleación de Co-Cr-Mo envejecida a 850°C durante 24h.

La Figuras 3.3 a) muestra los granos de fase hexagonal después del periodo de envejecido. Adicionalmente en la figura 3.3b) se observa en particular la formación de “estrías”, las cuales se pueden asociar con la transformación martensítica FCC => HCP. También en esta figura se observan fallas de apilamiento y granos HCP.

Figura. 3.3. micrografías de la aleación envejecida a 850°C a) estructura de granos conteniendo la fase HCP, b) estrías asociadas con la transformación martensitica FCC => HCP.

Por otra parte, de acuerdo a los resultados de los ensayos de tensión se encontró que el valor del límite de cedencia es de 780 MPa, y el valor máximo de resistencia a la tensión de 1067 MPa, con una elongación del 10.67%.

Figura. 3.4. Comportamiento del esfuerzo en función del número de ciclos (Picos/Valles) de la probeta de aleación de Co-Cr-Mo durante el ensayo de fatiga realizado en condiciones de 1% de deformación

Con respecto al comportamiento de fatiga, la respuesta en términos de esfuerzos indica que la aleación Co-Cr-Mo, no exhibe un comportamiento similar en tensión que en compresión. Aparentemente, el esfuerzo en tensión no alcanza los 1000 (MPa) como se observa en la figura 3.4. Además, el esfuerzo tiende a caer ligeramente después de un incremento inicial con el número de ciclos, indicando un comportamiento de posible ablandamiento por deformación cíclica. El resultado de este ensayo muestra que la probeta presenta una tendencia al endurecimiento por efectos de la deformación cíclica nuevamente antes de fracturar. Adicionalmente, en términos de compresión el efecto de ablandamiento es menos marcado que en tensión. Las imágenes obtenidas por microscopía electrónica de barrido de las superficies fracturadas de las probetas de tensión se muestran en la figura 3.5. De estas observaciones se puede evidenciar que el modo de fractura que impera en la aleación de Co-Cr-Mo en condiciones de tensión es intergranular. La Figura 3.5 b) resalta la presencia de granos que separados muestran líneas o bandas asociadas con la deformación plástica y/o maclas asociadas con la deformación de los granos individuales.

20 Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25

Efectos Microestructurales Sobre la Resistencia a la Fatiga en

Figura 3.5. Micrografías del MEB de los tipos de fractura: a) intergranular, (b) fallas de apilamiento o bandas de deformación plana (dislocaciones extendidas) en la superficie de los granos separados

La figura 3.6 muestra la curva de histéresis generada durante la deformación cíclica, en la cual se puede determinar que el esfuerzo máximo tiende a caer durante la mayor parte de la prueba. Es decir que en el preciso instante que precede a la fractura, el esfuerzo exhibe un incremento significativo antes de la ruptura de la probeta. Se encontró que esta probeta de aleación de Co-Mo-Cr sometida al ensayo de fatiga, fracturó después de 72 ciclos.

Figura 3.6. Curva de histéresis a 1% de deformación

Los resultados del análisis microestructural por microscopía electrónica de barrido de las superficies fracturadas sobre el espécimen sometido a prueba de fatiga con 1% de deformación y 72 ciclos, se muestra en la figura 3.7 en la cual las regiones existentes son casi planas, y estas son debidas a la deformación plástica localizada en el sitio de iniciación de la grieta.

Figura 3.7. Superficie fracturada en la muestra ensayada a 1 % de deformación durante 72 ciclos

35 45 55 65 75 85 95 105

2θ

Inte

nsid

ad (U

nida

des A

rbitr

aria

s)Deformación 1%

a)

35 45 55 65 75 85 95 105

2θ

Inte

nsid

ad (U

nida

des A

rbitr

aria

s)Deformación 1%

35 45 55 65 75 85 95 105

2θ

Inte

nsid

ad (U

nida

des A

rbitr

aria

s)Deformación 1%

35 45 55 65 75 85 95 105

2θ

Inte

nsid

ad (U

nida

des A

rbitr

aria

s)Deformación 1%

a)

35 45 55 65 75 85 95 105 115 125

2θ

Inte

nsid

ad (

Uni

dade

s Arb

itrar

ias)

Deformación 0.7%

b)

35 45 55 65 75 85 95 105 115 125

2θ

Inte

nsid

ad (

Uni

dade

s Arb

itrar

ias)

Deformación 0.7%

b)

-1500

-1000

-500

0

500

1000

-0.02 -0.015 -0.01 -0.005 0 0.005 0.01 0.015 0.02

Deformacion

Esf

uerz

o

Figura 3.8. Patrones de difracción de rayos X de la probeta fractura después de realizar el ensayo de fatiga con a) 1% y b) 0.7% de deformación respectivamente.

Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25 21

Matamoros et al.

Con el fin de confirmar la transformación de fases, una porción de esta probeta fracturada fue sometida a análisis por difracción de rayos-X (Figura 3.8 a) y b)). El análisis de este patrón de difracción demostró que los picos de difracción se encuentran ensanchados, este comportamiento es atribuido al efecto de la deformación del material y se corroboró que los picos de mayor intensidad corresponden a la fase hexagonal (HCP). Por otra parte, el comportamiento de la resistencia a la fatiga en condiciones de deformación es de amplitud constante de 0.6 %, como se puede observar en la figura 3.9. En este caso, el esfuerzo máximo resultante después de la prueba de fatiga fue de 600 MPa en tensión y el material se comportó en forma totalmente reversible en términos de esfuerzos con un valor de aproximadamente 500 MPa en compresión. También el comportamiento de histéresis se muestra en la figura 3.9 y se encontró que bajo estas condiciones la aleación no se fracturó después de los 10,000 ciclos.

-800

-600

-400

-200

0

200

400

600

800

-0.004 -0.003 -0.002 -0.001 0 0.001 0.002 0.003 0.004

Deformación

Esfu

erzo

(MP

a)

Figura 3.9. Curva de histéresis a 0.6% de deformación.

Adicionalmente, las micrografías de las superficies fracturadas después del ensayo de fatiga con 0.5% de deformación se muestran en la figura 3.10 a) y b) en las cuales se observa claramente el inicio de la formación de la grieta en la superficie, revelando además la deformación plástica localizada en la matriz. Asimismo se observaron algunos detalles de la iniciación de la grieta en la que sobresalen las líneas de deformación plástica plana (líneas oscuras de la micrografía 3.10 b).

Fig. 3.10. Micrografías por MEB de la superficie fracturada después de la prueba de fatiga con 0.6% de deformación: a) Iniciación de la grieta mostrando deformación plástica localizada en la matriz, (b) Iniciación de la grieta mostrando líneas de deformación plástica plana.

Los detalles de la deformación plástica de la fase martensita hexagonal en los granos individuales de la matriz se presentan en la figura 3.11a). Por otra parte, el aspecto de la región de inicio de la formación de la grieta se puede observar en la figura 3.11 b), resultados que corroboran la deformación plástica localizada, mientras que las separaciones intergranulares en los granos vecinos a la región deformada plásticamente se muestran en la figura 3.11 c). La figura 3.12 muestra la representación gráfica en escala logarítmica de los resultados experimentales de deformación en donde la pendiente lineal derivada por análisis de regresión corresponde a la ecuación de Coffin-Manson.

22 Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25

Efectos Microestructurales Sobre la Resistencia a la Fatiga en

Figura 3.11.Micrografías por MEB de las superficies fracturadas de la aleación después del ensayo de fatiga: a) deformación plástica, b) inicio de agrietamiento, c) separación intergranular en la vecindad de los granos

-0.4

-0.35

-0.3

-0.25

-0.2

-0.15

-0.1

-0.05

0

5.2 5.6 6 6.4 6.8 7.2

Δε/2

log

Numero de ciclos log2Nf

Figura 3.12. Representación logarítmica de la variación de la deformación en función del número de ciclos.

De acuerdo con esta figura, el comportamiento en fatiga corresponde a la condición de bajos ciclos donde la deformación plástica domina el mecanismo de fractura. Bajo estas condiciones se emplearon las ecuaciones de fatiga de bajos ciclos incluyendo las ecuaciones de Manson-Coffin.

222pe εεε Δ

+Δ

=Δ

1.12

( bfe NfE

22 ⎟⎟

⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛=

Δ σε ) 1.13

( cf

p Nf22

ε )ε=

Δ 1.14

( )cf Nf2

2εε

=Δ

1.15

)2(lnln2

ln Nfcf +=⎟⎠⎞

⎜⎝⎛ Δ εε

1.16

Los valores de las constantes de la ecuación 1.16 lnεf y c fueron calculados utilizando el software Polymath dando valores de -0.2018 y – 0.15436, respectivamente. En particular, basado en estos valores, se encontró que la aleación no exhibe un endurecimiento por deformación cíclica, sino ablandamiento. Aparentemente, en un grano dado de estructura HCP el movimiento de dislocaciones durante la deformación cíclica es relativamente fácil debido a que no hay una fuerte interacción con las dislocaciones provenientes de otros planos de deformación debido al limitado número de sistemas de deslizamiento que existe en estructuras HCP. Los resultados de fatiga claramente indican que la resistencia a la fatiga de la aleación de cobalto es muy pobre en la condición HCP y bajo amplitudes de deformación del 2 % y fractura después de muy pocos ciclos (72 y 161 ciclos). Este comportamiento se puede atribuir al alto nivel de esfuerzos cíclicos generados que son del orden de cerca de 1000 MPa (ver figura 3.6) y son cercanos a la resistencia a la fractura de la aleación. En el caso de amplitudes de deformación aplicadas del 1.4%, los esfuerzos cíclicos resultantes son cercanos al valor de la resistencia a la cedencia de la aleación (alrededor de 800 MPa). Bajo estas condiciones, la resistencia a la fatiga de la aleación es todavía muy pobre, fracturando antes de los 1000 ciclos. Amplitudes de deformación implementadas de 0.6 indican que bajo estas condiciones, los esfuerzos cíclicos resultantes son menores al valor del esfuerzo de cedencia (del orden de 550 MPa). Aparentemente bajo estas condiciones las propiedades de resistencia a la fatiga mejoran considerablemente, como lo indica el hecho de que la probeta no fractura después de 10000 ciclos de prueba.

Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25 23

Matamoros et al.

De acuerdo con las observaciones de las superficies de fractura es evidente que el inicio de la grieta de fatiga ocurre en la superficie de la probeta en regiones caracterizadas por una elevada deformación plástica. Estas regiones abarcan varios granos y se caracterizan por planos de fractura lisos que probablemente corresponden a planos cristalográficos donde la deformación plástica es favorable (ver figura 3.11). En particular, se observó que esta deformación plástica está localizada y corresponde a algunos granos probablemente orientados en forma favorable para facilitar la deformación plástica (extrusiones e intrusiones). Sin embargo, esta deformación es fuertemente localizada y no se observan marcas de estrías que abarquen toda la superficie de fractura. Las regiones que rodean a la zona de deformación plástica corresponden a separaciones intergranulares con poca o nula deformación plástica (ver figura 3.11). Aparentemente, durante el crecimiento de la grieta por fatiga, los granos que rodean a la superficie fracturada (planos lisos) no responden a la deformación plástica. Alternativamente, estos granos fracturan intergranularmente. En todos los casos se observó que el proceso de fractura dominante es la separación intergranular. Para el caso de los ensayos realizados con 0.6 de amplitud de deformación cíclica, no se obtuvo información relevante sobre la existencia de un cambio en el modo de fractura dado que la probeta no fracturó bajo estas condiciones. En algunos de los granos adyacentes a la región de fractura por deformación plástica, se observaron regiones que indican alguna actividad interna de deformación plástica, posibles maclas y fallas de apilamiento asociadas con la estructura HCP inducida por el tratamiento térmico de transformación de FCC a HCP. Los datos de rayos X en las superficies fracturadas indicaron que no hubo ninguna transformación de fase inducida por fatiga. Esto era de esperarse, ya que la fase hexagonal (HCP) es la fase más estable en la aleación de cobalto.

4. CONCLUSIONES De acuerdo a los resultados obtenidos se puede decir lo siguiente: 4.1. Cuando las probetas fueron fatigadas con una

amplitud de deformación del 2%, los esfuerzos cíclicos resultantes fueron del orden de 1000 MPa los cuales son muy cercanos al esfuerzo máximo en tensión (1067 MPa). Por consiguiente la aleación fractura después de un número muy limitado de ciclos (72 ciclos) 4.2. Con respecto a los ensayos de fatiga, la probeta sometida a la prueba de fatiga utilizando una amplitud de deformación de 2% muestra un comportamiento de ablandamiento con el incremento del número de ciclos y se endurece por deformación cíclica antes de fracturar. 4.3. Con la aplicación de amplitudes de deformación del 1.4%, los esfuerzos cíclicos resultantes son cercanos al valor de resistencia a la cedencia de la aleación (alrededor de 800 MPa). Bajo estas condiciones, la resistencia a la fatiga de la aleación es todavía muy pobre y fractura antes de los 1000 ciclos. 4.4. Las superficies fracturadas observadas en el MEB muestran que la grieta se inicia en la superficie por el daño irreversible causado por deformación plástica debido a los pocos planos de deslizamiento de la fase HCP y los granos tienden a separarse intergranularmente. 4.5. De acuerdo con la Ecuación de Coffin-Manson y de acuerdo a la gráfica logarítmica del rango de deformación vs. 2Nf se encontró que la deformación plástica dominó el mecanismo de fatiga y no la deformación elástica.

5. AGRADECIMIENTOS Uno de los autores, ZMV, desea agradecer al CONACYT por el soporte financiero otorgado a través del apoyo financiero de ciencia básica CB-2005 con clave de proyecto 01-25181 con el cual fue posible desarrollar el presente trabajo de investigación.

6. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS [1] Paul Crook, “Corrosion of Cobalt-Base

Alloys”, Handbook ASM, pp. 658-668. [2] A.J. Saldívar-García and H.F. López.

“Microstructural effects on the wear resistanse of wrought and as-cast Co-Cr-Mo-C implant alloys”, University Winsconsin-Milwaukee. (2004).

24 Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25

Efectos Microestructurales Sobre la Resistencia a la Fatiga en

[3] Centre D´Information Du Cobalt “Cobalt Monograph” Brussels, Belgium (1960).

[4]Yu. M. Mishin and I.M.Razumovskii, “A theory of heterophase fluctuations and applications to the FCC-HCP Transformation in Cobalt” Acta Metall. Mater., Vol. 40, No. 10, pp. 2707-2716 (1992).

[5]A. Saldivar “Estudio por difracción de Rayos-X “In-Situ” de la transformación martensítica isotérmica en la aleación Co-27Cr-5Mo-0.05C”, Centro de investigación y de estudios avanzados del IPN, Unidad Saltillo. Tesis Doctoral. Diciembre de 1998.

[6]F.M. Yang, X.F. Sun, H.R. Guan and Z.Q. HU, “High temperature Low Cycle Fatigue Behavior of K4OS Cobalt-Base Superalloy”, Metallurgical and Materials Transactions A., (2002).

[7]A.J. Saldivar, A. Maní and A. Salinas. “Formation of Hcp Martensite during the Isothermal Aging of an Fcc Co-27Cr-5Mo-0.05C Orthopedic Implant Alloy”. Centro de Investigacion y de Estudios Avanzados del IPN. (1998).

[8]L. Jiang, C.R. Brooks, P.K. Liaw, Hsin Wang, Claudia J. Rawn, D.L. Klarstrom; “ High frecuency metal fatigue: the high cycle fatigue behaviour of ULTIMET alloy”, The University of Tennessee, Knoxville (2001).

[9]M. Cohen and C.M. Wayman; “Fundamentals of martensitic reactions”; Metallurgical Treatises; Edited by John K. Tien and J.F. Elliot; The Metallurgical Society of AIME. (1981).

[9]Norma E606 – 80, “Standard Recommended Practice for Constant- Amplitude Low- Cycle Fatigue Testing”, Annual Book of ASTM Standards, Vol. 01.2001.

[10]Carranza F.A.; “Determinación del diagrama TTT para la transformación martensítica isotérmica en una aleación biocompatible base cobalto en condiciones de colada”. Tesis de Licenciatura. Instituto Tecnológico de Saltillo. 2004.

[11]Norma ASTM F-75, “Standard Specification for cast Co-Cr-Mo alloy for surgical implant applications”, Annual Book of ASTM Standards, Vol. 3.01, 1994.

Rev. LatinAm. Metal. Mater. 2009; S1 (1): 17-25 25