INGENIERÍA DE MATERIALES (APUNTES) 1.− Clasificación de los materiales:

INGENIERÍA DE MATERIALES
(APUNTES)
1.− Clasificación de los materiales: Existen muchas formas de clasificar los materiales. La más común los
divide en metales, materiales cerámicos, polímeros y materiales compuestos (o composites).
Otra clasificación los divide en materiales ESTRUCTURALES y en materiales FUNCIONALES.
Un material estructural se va a elegir por sus propiedades mecánicas masivas y por sus propiedades
superficiales.
Ejemplos: Hormigón y Acero.
Propiedades mecánicas masivas: Rigidez; Elasticidad; Resistencia mecánica; Tenacidad.
Propiedades superficiales: Comportamiento frente a la fricción, desgaste, oxidación, corrosión.
Los materiales funcionales son aquellos cuya producción ponderal es menor que la de los estructurales y cuyo
precio unitario acostumbra a ser elevado. Estos materiales se seleccionan por sus propiedades eléctricas o
electrónicas (Conductividad; Superconductividad; Semiconductividad); magnéticas, termoiónicas, radiactivas
y biocompatibles.
PROPIEDADES MECÁNICAS: Capacidad que tienen los materiales para resistir fuerzas o cargas. Se
clasifican en dos grupos:
• Las que tienen que ver con la resistencia miden la aptitud de los materiales para resistir cargas estáticas o
cargas aplicadas a baja velocidad. Son dureza y resistencia.
• Las que tienen que ver con la deformabilidad del material miden la capacidad para resistir cargas dinámicas
sin llegar a romperse ni a deformarse. Son tenacidad y ductilidad.
ENSAYOS DE DUREZA
La dureza, desde un punto de vista físico, se puede definir como la resistencia que oponen los cuerpos a la
deformación. De esta definición general se derivan tres tipos de medida de durezas:
• Resistencia al rayado (Mineralogía): Clasifica a los minerales por la resistencia a rayarse unos a otros
(Escala de Mohs).
• Existe oto concepto de dureza y es el que se refiere a la capacidad de devolución de energía elástica que
tienen los cuerpos. Es conocido que de forma relativa para un determinado material, la capacidad de
devolución de energía elástica, dEe, está correlacionada directamente con el grado de endurecimiento, gH,
es decir:
DEe=f(gH)
Existen ensayos de dureza basados en este principio (devolución de energía), que recoge la información
aportada por el ensayo de tracción, sólo en su zona elástica (ENSAYO SHORE).
• La Ciencia de Materiales restringe algo más el concepto para definirlo como la resistencia, cuantificada,
que opone un cuerpo a la deformación permanente en su superficie. La dureza de un metal se mide por su
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resistencia a la penetración superficial por otro cuerpo más duro. Bajo esta definición la cuantificación de la
dureza se realiza sobre la base de la medición de los parámetros de una huella, de tal modo que dureza, H, y
dimensión de huella, h, estarán correlacionadas inversamente; es decir:
H=f(1/h)
ENSAYO DE DUREZA BRINELL: En función de la norma, la forma de expresar la dureza va cambiando:
X HBW d(mm)/P(kg)/t(s)
X es el valor de la dureza del material (escala Brinell)
HBW indica ensayo Brinell con identador de carburo de tungsteno.
d es el diámetro de la esfera (identador) en mm.
P es la carga aplicada en kg.
t es el tiempo de aplicación de la carga en segundos.
Ejemplo: 70 HBW 10/3000/20
Nota: Si realizamos el ensayo con la carga en Newtons, es necesario multiplicar por una constante de
conversión para tener el valor en kg/(mm2). La constante vale 0,102 (=1/9,806 Inversa de la Aceleración de la
Gravedad).
La dureza no tiene dimensiones. Se utiliza como dato comparativo.
El área que genera la esfera no es un concepto que exprese perfectamente una presión media por unidad de
superficie. MEYER demostró que para tener una presión media idéntica en dos huellas hechas por esferas de
diferente tamaño debemos tener el mismo ángulo en las esferas (referencia en transparencias de clase).
Buscamos huellas que sean geométricamente semejantes.
También existen condiciones imponibles a las muestras, que deben estar limpias, libres de cualquier resto de
grasa u óxido. Estamos midiendo la diagonal (diámetro) del casquete esférico (huella), y a partir de esto
calculamos el valor de la dureza. Otra de las exigencias es el espesor mínimo de la muestra, que se debe
consultar en una tabla normalizada, que relaciona la profundidad de la huella con el diámetro de la misma y
con la carga aplicada.
CARGA DE ENSAYO: Se ha comprobado que la mayor precisión de los resultados se obtiene cuando el
ángulo de huella es aproximadamente igual a 136º, que corresponde a una relación d/D=0,375. Como esto
no es posible de obtener con semejante exactitud por procedimientos convencionales, se amplió el intervalo de
la relación d/D a:
0,6>d/D>0,24
que corresponde a:
0,6*D>d>0,24*D
La distancia entre centros de huellas debe ser alta debido a la acritud o aumento de dureza producido por la
deformación en frío del material al generar las huellas.
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Estos resultados de dureza son válidos hasta un valor de 650 en la Escala de Brinell. A partir de ahí no se
puede dar validez a los resultados obtenidos. Se dice que NO SON REPRODUCIBLES.
Para que exista semejanza geométrica debe verificarse una relación carga−diámetro, de la forma:
P/D2=k con k=cte.
ENSAYO DE DUREZA VICKERS: La huella que deja el identador en la muestra tiene forma de pirámide
recta, y se eligió de esta forma debido a lo siguiente:
• Se deforma poco el material.
• Se simplifican los cálculos del área de la huella.
• Da una correlación entre los valores de dureza Vickers y Brinell que son iguales hasta 250, y casi
iguales hasta 300.
El concepto de dureza en este ensayo es igual que en el ensayo Brinell (Relación entre carga aplicada y área
de la huella). Sólo necesitamos determinar la diagonal del cuadrado (que es la superficie de la huella) para
calcular el área de la huella. Para ello es necesario conocer además que el ángulo entre caras opuestas es de
136º.
La dureza Vickers viene dada por la expresión:
HV=P/A
NORMATIVA: Expresión de la dureza Vickers.
X HV P(kg)/t(s)
X es el valor de la dureza en el ensayo Vickers.
HV indica el tipo de ensayo (ensayo de dureza Vickers)
P es la carga aplicada en kg.
t es el tiempo de aplicación de la carga en segundos.
Ejemplo: 100 HV 50/25
El factor de conversión para obtener las unidades deseadas si el ensayo se realiza en Newtons es C=0,1891.
La superficie debe estar limpia (al igual que en el ensayo Brinell) y además el acabado superficial debe ser
mayor (PULIDO) debido a que la huella producida por el identador es muy pequeña. También es necesario un
espesor mínimo de la muestra y una cierta distancia entre los centros de las huellas, que será mayor cuanto
más blandos sean los materiales.
Si aplicamos el método a una superficie curva, para determinar el valor de la dureza hay que aplicar una serie
de factores de corrección.
Debido a la geometría del identador en el ensayo Vickers, las huellas son siempre geométricamente
semejantes, por lo que el valor de la dureza es independiente de la fuerza aplicada. Esto se verifica para
valores altos de la carga (hasta 5kg). Por debajo de este valor las huellas ya no son geométricamente
semejantes.
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Entre 5kg y 200g.
Entre 200g y 10g (Ensayos de Microdureza).
NORMAS:
UNE−> Unión de Normas Españolas.
EN−> Traducción de la Norma Europea.
ISO−> Norma Internacional.
ENSAYO DE DUREZA ROCKWELL: La dureza viene expresada en función de la profundidad remanente
de la huella. El valor de la dureza está relacionado con este parámetro.
La huella la vamos a generar aplicando dos cargas consecutivas. La profundidad remanente la vamos a medir
en condiciones en las que la primera carga todavía sigue actuando.
Hay dos tipos de identador (cono de diamante y esfera de carburo de tungsteno), y también hay varios tipos de
escala (véanse fotocopias de transparencias).
Ensayos derivados: Existen dos tipos de ensayo (NORMAL y SUPERFICIAL).
La razón de aplicar dos cargas es la siguiente:
La primera carga es pequeña y tiene carácter preliminar. Sirve para determinar el fondo o inicio de escala
(carga F0), y genera una huella con una profundidad h0. Ahora aplicamos una nueva carga F1 de forma
sucesiva, manteniendo siempre aplicada la carga F0. Después se retira la carga F1 y se produce una cierta
recuperación elástica, quedando una profundidad de huella que llamamos h.
Denominamos como valor de la dureza a la diferencia entre la profundidad total de la escala y el valor de la
profundidad remanente h.
Este ensayo nos proporciona una elevada precisión. Además, no todas las escalas tienen la misma separación.
N−> Valor de toda la escala.
Dureza Rockwell=N−h/S
La lectura que proporciona el durómetro nos da directamente el valor de la dureza. Dicho valor hay que leerlo
a partir de la primera carga aplicada.
S=0,002 a 0,001 dependiendo de la escala.
Las escalas A, C y D tienen como identador el cono de diamante. Se elige la escala en función del material a
analizar y de las cargas a aplicar. La primera carga preliminar es idéntica para todas las escalas (fondo de
escala igual para todas). Varía por tanto la carga F1, que es la segunda carga aplicada.
Las escalas están correlacionadas. Se han hecho varias escalas para poder barrer todo el espectro de materiales
existentes, es decir, para poder estudiar la dureza de todos los tipos de material existentes.
Para este método la rugosidad superficial no tiene tanta importancia como para otros ensayos, debido a que la
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primera carga se aplica para evitar los problemas derivados de la rugosidad superficial. Por lo tanto sólo afecta
la suciedad o impurezas de la superficie.
Ventajas: (Transparencia 7c)
• No−necesidad de medir diámetros.
• Mayor precisión en la medida que en el resto de ensayos.
• Etc.
−MICRODUREZA−
Este ensayo consiste en generar una huella muy pequeña para medir la dureza de zonas de pequeño tamaño.
Esto se hace aplicando cargas muy pequeñas. Son ensayos de precisión. Se utilizan por ejemplo en metalurgia
para evaluar la dureza entre fases diferentes o para analizar la dureza de un recubrimiento (como son los
galvanizados). También se utiliza para testear materiales cerámicos, que son muy frágiles.
El principal inconveniente es que necesitan una gran preparación superficial, llegando al PULIDO
metalográfico, también denominado acabado especular.
Tenemos dos clases de ensayos de microdureza. El Vickers utiliza un identador piramidal de base cuadrada.
Las últimas normas limitan el campo de aplicación a cargas de un valor situado entre 10 y 200 gramos.
ASTM−> Norma americana (entre 1 y 1000 gramos)
El otro ensayo es el ensayo knoop. Utiliza como identador una pirámide de diamante con ángulos entre aristas
de 172º30' y 130º (véanse transparencias de clase). En este ensayo se calcula la superficie a partir de la
diagonal principal.
Nota: La dureza no tiene unidades, aunque el valor corresponde a dividir kg por mm2. [ver transparencia 13]
En ninguno de estos ensayos son comparables los valores a no ser que se haya realizado con la misma carga,
es decir; las huellas no son geométricamente semejantes.
PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS MATERIALES
ENSAYO DE TRACCIÓN
El ensayo de tracción consiste en someter a una probeta metálica de geometría definida a un esfuerzo
suficiente para llevar a la probeta a rotura. Dicho esfuerzo es un esfuerzo axial de tracción.
Para ello necesitamos una máquina (prensa hidráulica) que pueda provocar la fractura en la probeta y permita
controlar la velocidad de deformación, y también registrar las fuerzas aplicadas (F) y los alargamientos (L)
de la probeta. Las probetas están normalizadas. Existe una relación entre la sección de la probeta y una serie
de puntos que se van midiendo a lo largo del ensayo.
(Véase la figura 1 en los anexos)
El ángulo producido al estirarse la probeta debe ser suave y agudo para que no actúe como concentrador de
cargas.
L0−> Distancia inicial entre los dos puntos de la probeta elegidos para medir.
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(Véase figura 1)
La figura 1 es similar a la que aparece en la parte inferior de la página 115 del libro de Callister.
Curvas: F(kN)−L(mm)
(MPa)− [Tensión−Deformación]
A partir de la curva F−L se dibuja la otra curva (Tensión−Deformación) que representa la carga instantánea
dividida por la sección inicial de la probeta, y la deformación es el alargamiento dividido entre la longitud
inicial de la probeta (magnitud ADIMENSIONAL).
Esta curva (−) se denomina curva convencional. En ella se aprecian dos zonas claramente diferenciadas:
En el primer tramo existe una correlación lineal o cuasi−lineal entre la tensión y la deformación (zona
elástica). La deformación producida no es permanente, ya que una vez cesada la carga el material recupera la
forma inicial.
La constante que correlaciona estas dos variables (−) a lo largo de la zona elástica se denomina módulo de
Young () y es la tg ( es el ángulo entre la curva y el eje de abcisas). El módulo de Young es un indicador
de la rigidez del material (si aumentamos aumentaremos también la rigidez). Mide la resistencia de los
enlaces interatómicos del material.
se mantiene ± constante cuando el material se encuentra aleado, ya que el valor del módulo de Young no
depende de la fase, de si el material está aleado, recocido, etc. Lo que realmente afecta al módulo de Young es
la temperatura (Véanse fotocopias).
El módulo de Young vale igual para cálculos de resistencia a compresión como a tracción. Por convenio, en el
ensayo de compresión se tomarán como negativos los valores de las fuerzas y deformaciones.
Hay materiales en los que la curva no es lineal en su zona elástica (hoja 6 fotocopias de clase).
Ejemplo: Hormigón.
Hay que determinar el módulo secante y el módulo tangente.
Módulo secante: Pendiente de la recta secante entre dos puntos de la curva.
Módulo tangente: Pendiente de la recta tangente a la curva en un punto determinado.
PROPIEDADES ELÁSTICAS: El coeficiente de Poisson relaciona la contracción relativa de una sección
transversal y el alargamiento relativo de la sección longitudinal.
(Véase figura 2)
Esta figura es la misma que aparece en la página 123 del libro de Callister ó en la parte inferior de la página 9
de los apuntes de esta asignatura que se encuentran en la dirección:
http://pagina.de/minasvigo
Material isótropo: Es aquél en el cual las propiedades mecánicas son las mismas en todas las direcciones.
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Deformación de cizalla: =a/h=tg
Tensión de cizalla: =G*
(Véase la figura 3)
Esta figura es un diagrama de cómo la deformación producida por una tensión de cizalla afecta al material,
desplazando una partícula situada a una altura h a una distancia a de su posición inicial.
Nota: En la mayoría de los materiales G"0,4* (G es el módulo de cizalla). Esto nos permite obtener una
constante a partir de la otra.
Anelasticidad: La deformación elástica depende del tiempo. Aparece en determinados materiales (obsérvese
el caso de los polímeros). Al dejar de aplicar una carga, el material sigue deformándose durante un periodo de
tiempo. Lo mismo ocurre al eliminar la carga, ya que tarda un tiempo en recuperar su forma inicial.
El ensayo de tracción fue diseñado para conseguir que la velocidad de deformación sea constante, ya que es
este parámetro el que realmente controlamos en el ensayo.
Superada la zona elástica se producen una serie de deformaciones que permanecen una vez retirada la carga
(zona plástica). El límite que separa estas zonas no está definido claramente. En la zona plástica hay rotura de
enlaces y formación de otros nuevos. Nos interesa que la mayor parte de las estructuras no pasen de la zona
elástica, luego es muy importante definir los límites entre zonas.
Límite elástico convencional: Es la carga unitaria definida para la cual se produce una deformación plástica
(expresada en %) prefijada. Es una medida de la resistencia a la deformación plástica. Es común el límite del
0,2%.
En algunos materiales la variación de zonas es muy abrupta (zona de cedencia). Se definen dos límites: el
límite superior de cedencia y el límite inferior de cedencia.
Norma aplicada: EN 10002−1 (1990)
La zona de cedencia aparece en los aceros al carbón endurecidos por nitrógeno. Se producen unas rayas
características en la probeta, con un ángulo de 45º con respecto al eje de tracción.
• El límite elástico convencional se calcula trazando una línea inclinada paralela a la zona elástica
desde el alargamiento en % que queremos calcular.
Resistencia a la tracción: Es la carga nominal o unitaria máxima que soporta la probeta. Es un parámetro de
diseño. Estos valores varían mucho según el tipo de material (ver tablas en fotocopias de clase), si están
aleados, si han sido tratados térmicamente, etc.
DUCTILIDAD: Medida del grado en que un material es capaz de deformarse plásticamente. Esta propiedad
se evalúa por medio del ensayo de tracción mediante dos parámetros, que son el alargamiento porcentual de
rotura (A) y el coeficiente de estricción (z). [Ver las fotocopias]
Nota: El alargamiento depende tanto de L0 como de S0.,
−LEY DE BARBA−
a,c: Parámetros que dependen del material (son constantes)
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S0,L0: Variables (Consultar anexo; ejercicios)
Para que dos probetas de distintas dimensiones den lugar a un alargamiento semejante debe verificarse la ley
de semejanza geométrica, esto es:
S0/( L0)2=S1/(L1)2=k en general k=5,65
Entonces se podrán comparar los alargamientos.
Estricción: Variación de la sección de la probeta por unidades de sección inicial (en %). No depende de S0 ni
de L0.
El opuesto a un material dúctil es un material frágil. Su deformación a la fractura es inferior a un 5%.
EFECTO DE RESILIENCIA: Es la capacidad que tiene un material para absorber energía elástica cuando
es deformado y de ceder esta energía cuando dejamos de aplicar la carga. La propiedad asociada a este efecto
es el módulo de resiliencia, que lo definimos como energía de deformación por unidad de volumen que se
requiere para deformar el material hasta su límite elástico.
Matemáticamente este módulo UR se expresa como la integral entre 0 y Y del producto *d y las unidades
se expresan en Pascales.
(Ver figura 4 y desarrollo de la expresión)
Un material de alta resiliencia necesita un módulo de Young bajo y un límite elástico elevado.
Tenacidad: Se puede definir como la resistencia del material a agrietarse rápidamente, o también como la
capacidad de absorber energía plástica antes de fracturarse.
En el ensayo de tracción (ensayo realizado a baja velocidad de deformación) se puede evaluar la tenacidad
como el área que hay debajo de la curva −. Se trata de una energía por unidad de volumen.
La tenacidad es mayor cuando se alcanza un compromiso entre una buena resistencia y una buena ductilidad.
Un material puede ser dúctil pero no tenaz, o puede ser resistente pero no ser tenaz.
(Ver figura 5)
Explicación de esta figura
La figura 5 muestra un diagrama − en el que aparecen tres tipos de materiales. El primero posee una
elevada resistencia a la tracción (RT ordenada máxima) pero baja deformación; es muy resistente pero poco
tenaz. El segundo posee buenas cualidades de resistencia a la tracción y de deformabilidad, luego es muy
tenaz. El tercero es altamente deformable pero posee muy poca resistencia; es por tanto muy dúctil, pero poco
tenaz.
En condiciones de aplicación de cargas a velocidades altas hay que recurrir a otros ensayos: Ensayos de
flexión por choque con entalla.
Existen estados más complejos de tensiones.
(Curva convencional y curva real en un material metálico. Véase la figura 6)
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La curva convencional no nos proporciona información acerca de cómo son las tensiones y deformaciones
reales (R=F/SI; R).
Enmascaración: El no utilizar una tensión real enmascara que el aumento de acritud es continuo en todo el
ensayo, y nos oculta también que para seguir deformando el material es necesario aplicar una carga mayor.
Deformación plástica−> Deslizamiento de las dislocaciones. Las dislocaciones se deslizan por planos de
deslizamiento. Los sistemas de deslizamiento vienen dados por un plano de deslizamiento (compacto) y por
una dirección de deslizamiento (compacta).
SISTEMAS DE DESLIZAMIENTO
FCC−−−−−12
BCC−−−−−12 ó 24 según el metal
HC−−−−−3 ó 6 según el metal
(Fuente: Callister página 163)
Acritud: Favorece la inmovilidad de las dislocaciones, lo que implica el impedimento de la deformación
plástica. El esfuerzo real es siempre creciente.
A partir del punto de carga nominal máxima se produce la estricción, que es un estrechamiento en la parte
central de la probeta.
(Ver la figura 7)
En la curva Fuerza−Alargamiento, la fuerza disminuye después de aplicar la carga máxima (a partir del punto
de estricción). Lo que ocurre es que el área instantánea SI también disminuye, y en mayor medida; por eso:
(F!/ SI!!)=R!
Alargamiento remanente: Es hablar de la deformación convencional multiplicada por cien (en porcentaje).
A=[(LU−L0)/L0]*100
Siendo:
• LU la longitud final entre marcas.
• L0 la longitud inicial entre marcas.
• (LU−L0)/L0=L/L0= (deformación convencional)
Además, el alargamiento remanente no es aditivo, esto es que si para un tiempo t1 el alargamiento es:
A1=[(L1−L0)/L0]*100=20%
Y para un tiempo t1 tenemos:
A2=[(L2−L0)/L0]*100=30%
Si realizamos la diferencia A2−A1=10%, que sin embargo no es el alargamiento remanente entre t1 y t2. Lo
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que tenemos es:
A2−A1=[(L2−L1)/L0]*100
Este resultado es un incremento porcentual de longitud referido a la longitud inicial, que nos proporciona una
información errónea.
Lo que haremos será definir un alargamiento real, que nos permita conocer cual es el incremento de longitud
proporcional a un incremento infinitesimal de la tensión para cada longitud instantánea LI.
R=[(L1−L0)/L0]+[(L2−L1)/L1]+[(L3−L2)/L2]+...
Este alargamiento R es igual a la integral definida entre L0 y L de dL/L, obteniendo que:
R=Ln(L/L0)
La ventaja es que si realizamos la deformación a tracción y a compresión obtenemos valores idénticos, pero
de distinto signo:
Ejemplo: Para un material cualquiera obtenemos 0,69 a tracción y −0,69 a compresión; en caso de no utilizar
deformación real obtendríamos 1 y −0,5 como resultados.
Para deformaciones inferiores al 10%, los valores del alargamiento y deformación real son muy parecidos.
Desde el momento en que comienza la deformación plástica hasta el inicio de la estricción en la probeta, el
alargamiento es homogéneo, y el volumen de la zona que estamos ensayando se conserva.
S1*L1=S0*L0
A partir de la curva F−L se determina la curva convencional −. Veamos la relación que tiene esta curva
con los valores reales (R−R):
R=F/SI=(F*LI)/(S0*L0)=(F/S0)*(L0/L0+L/L0)=*(1+)
LI=L0+L
R=Ln(L/L0)=Ln[(L0+L)/L0]=Ln(L0/L0+L/L0)=Ln(1+)
Desde que comienza la estricción hasta que se produce la rotura habrá que medir la carga aplicada y la sección
y longitud instantáneas.
Esta correlación anterior era teniendo en cuenta que el volumen era conservativo, lo que nos permite definir la
siguiente correlación que sólo se cumple cuando el material es poco sensible a la velocidad de deformación.
Ecuación de Ludwik
(En la zona de alargamiento homogéneo)
R=K*(R)N
K=Coeficiente de resistencia.
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n=Índice de endurecimiento por deformación ó índice de acritud.
N y K son constantes características que dependen del material y de las condiciones del ensayo (Tª, tamaño de
grano del material, etc.).
CORRECCIONES POR EL CUELLO
En la estricción tenemos una distribución triaxial (mayor grado de complejidad) de tensiones. La tensión axial
en el cuello es ligeramente menor que la que estamos considerando, por lo que hay que hacer una corrección a
la curva (Véase fotocopia 11b).
Log(R)=Log(K)+n*Log(R)
A mayor valor de n indica un mayor endurecimiento por deformación (acritud) del material. Esto implica que
la tensión necesaria para deformar el material aumenta también.
(Véase figura 8)
Aunque la acritud es siempre creciente con la deformación, el ritmo de acritud no lo es, ya que inicialmente es
más rápido que al final.
A efectos prácticos, para controlar el valor de n en el ensayo controlamos el tamaño de grano, pero hay otros
factores que influyen en n (material con fases dispersas, endurecimiento por precipitación,...). N disminuye
cuanto más resistente sea el material al desplazamiento de las dislocaciones.
FACTORES
Tipo de soluto sustitucional: En general los solutos sustitucionales disminuyen el valor de n (son aleaciones).
Presencia de fases dispersas: Mayoritariamente es una estructura cristalina con micro ó nanoestructuras de
otra fase. Disminuyen el valor de n.
En general, cualquier elemento que aumente la resistencia del material, haciendo más difícil el movimiento de
las dislocaciones, hace que n disminuya.
Materiales recocidos: n!!
M. trabajados en frío: n!!
Para conformar los materiales en frío es importante que n sea elevado.
A partir de la curva real, n es igual al valor de la deformación real en el punto de inicio de la estricción. Es una
buena aproximación tomar el valor de n como el valor de la deformación en el punto de inicio de la estricción
en la curva convencional.
Una información similar a la que proporciona n se obtiene mediante la ecuación:
n"RC/RM
Si este cociente es próximo a la unidad, esto quiere decir que el material adquiere muy poca acritud con la
deformación, ó que rompe al pasar de la zona elástica.
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Si el cociente es menor que la unidad, significa que el material adquirirá mucha acritud al deformarse.
Estricción: Es el cuello que se forma en el centro de la probeta a partir del punto de carga máxima. Si el
material es muy dúctil, la estricción es casi un punto. Cuanto más dúctil sea el material menor va a ser la
sección final cuando rompa la probeta.
ÍNDICE DE ESTRICCIÓN
Z=[(S0−SU)/S0]*100
Si tuviésemos en cuenta la carga axial que actúa en la zona de estricción, tendríamos una curva por debajo de
la curva real.
EFECTO DE LA Tª EN LA CURVA DE TRACCIÓN
Interesa por que la curva de tracción se utiliza para el diseño de una pieza de ese material, mediante el cálculo
de determinadas propiedades mecánicas. Por eso es interesante saber el comportamiento del material a
diferentes temperaturas.
Se pueden realizar ensayos de tracción a altas temperaturas, mediante una probeta envuelta en un horno
(resistencia, etc.). La temperatura afecta al material disminuyendo su resistencia y aumentando su ductilidad,
mediante la disminución ó aumento de las propiedades mecánicas relacionadas con éstas.
Si la temperatura aumenta, podemos decir que:
• Disminuye el límite elástico.
• Disminuye la resistencia.
• Disminuye n.
• Aumenta la ductilidad.
Para hacer una buena comparativa de materiales hay que realizarla a una temperatura homóloga, que es igual a
la temperatura de ensayo dividida por la temperatura de fusión del material.
Para comparar límites elásticos en materiales sometidos a altas temperaturas hay que utilizar un factor
homologado, que sería el límite elástico dividido por el módulo de Young.
Si tratamos de ver la influencia de la estructura cristalina, podemos diferenciar el siguiente comportamiento
general (con excepciones):
FCC: El límite elástico varía poco y sin embargo el índice de acritud varía considerablemente.
BCC: Para estos materiales el límite elástico varía de forma significativa, mientras que el índice de acritud
apenas varía.
HC (ó HCP): Comportamiento similar al de materiales de estructura FCC, existiendo sin embargo una gran
influencia de las impurezas en el comportamiento.
Lógicamente, el conformado de materiales en caliente resulta mucho más fácil debido al aumento de la
ductilidad.
Resistencia a la tracción y dureza
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Es una correlación aproximada (ver fotocopia 19). Nos sirve para extrapolar valores del ensayo de tracción a
partir del ensayo de dureza (más rápido, sencillo y barato).
Para los aceros se da la siguiente correlación numérica (Callister):
RM(MPa)=3,45*HB
Al hacer un ensayo varias veces nunca obtendremos los mismos resultados; hay que dar un valor promedio
con su desviación típica. En la tensión de trabajo hay que utilizar un factor de seguridad, para
sobredimensionar el resultado obtenido.
W=Y/n
Siendo n"2
Ejemplo de curva de tracción (Véase anexo).
Referencia: Anexo (Ejercicios)
FRACTURA
Por fractura se entiende la separación o fragmentación de un cuerpo sólido en dos o más partes bajo la acción
de una tensión a temperaturas que están muy alejadas de la temperatura de fusión del material. Los materiales
metálicos sufren sobre todo fractura por fatiga.
Etapas a tener en cuenta: (son 2)
• Iniciación de una grieta o fisura.
• Propagación de dicha grieta o fisura (es la etapa que determina el modo de fallo).
Clasificación: Fractura dúctil y fractura frágil.
La ductilidad depende tanto de factores internos como de factores externos. De aquí que la clasificación de
fractura atendiendo a la ductilidad del material depende en gran medida de las condiciones de ensayo.
Al hablar del tipo de material, los factores que condicionan su ductilidad son:
Estructura cristalina: (FCC, BCC, HC). Cada estructura cristalina tiene unos sistemas de deslizamiento
distintos (Véase hoja correspondiente). Cuantos más sistemas de deslizamiento haya, más fácil será de
deformar plásticamente dicho material.
• FCC: Au, Al, Ag, Ni, Cu, Bronces y aceros inoxidables austeníticos.
• BCC: Fe (puro), aceros dulces, Mo, W.
• HC: Ti, Mg, Zn, Co, Be, Zr.
Microestructura: Factor importante es el tamaño de grano, ya que existe una correlación inversa entre
ductilidad y tamaño de grano; es decir, a menor tamaño de grano mayor será la ductilidad (y también la
tenacidad) para un determinado material. El tamaño de grano es el único mecanismo que hace aumentar a la
vez la ductilidad y la tenacidad de los materiales.
Características generales
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Fractura dúctil: Tiene asociada una gran deformación plástica en el entorno de la grieta (o zona fracturada). Se
trata de una grieta estable, ya que para seguir creciendo necesita que el esfuerzo (externo) sea cada vez mayor.
Además, el avance de la grieta es lento y existe una deformación plástica apreciable en las superficies de
fractura.
Fractura frágil: Una vez iniciada, la grieta se propaga rápidamente sin necesidad de aumentar el esfuerzo
(grieta inestable), y además no existe deformación plástica en el entorno de la grieta.
La mayor parte de los materiales metálicos son muy dúctiles y tenaces. Los materiales cerámicos van a ser
frágiles, y en cuanto a los polímeros tendremos los dos tipos de comportamiento. Esto es válido para cualquier
tipo de ensayo (tracción y compresión).
FRACTURA EN EL ENSAYO DE TRACCIÓN
Podemos tener los dos tipos de fractura. Dentro de la fractura dúctil podemos tener una fractura muy dúctil
(como la del Au por ejemplo). En este tipo de fractura, la tensión cortante máxima se obtiene cuando los
ángulos y son iguales y con un valor de 45º. A esta tensión se la denomina tensión de cizalladura resuelta
crítica. (Véase fotocopia FR4 y figura 9).
En otros materiales se da la fractura de copa−cono. El mecanismo por el que se llega a este tipo de fractura
incluye otros efectos. Existen unas marcas superficiales características. Este tipo de fractura es característica
de la mayoría de los metales.
La rotura de materiales es un hecho no deseado porque puede producir posibles pérdidas de vidas humanas e
importantes pérdidas económicas. Su prevención es muy difícil de garantizar.
CAUSAS
Puede deberse a una mala utilización en servicio; en muchos casos es una selección inadecuada para una
determinada actividad o se debe a un mal diseño.
Es responsabilidad del ingeniero evitar esto.
El estudio de las causas de rotura es uno de los problemas principales que tratan hoy en día los ingenieros
especializados en metalurgia.
Mecanismo de la fractura de copa−cono: (Véase fotocopia FR5)
La primera etapa es que una vez iniciada la estricción se forman una serie de microcavidades en el interior de
la sección de la probeta en esa zona de estricción. Estas microcavidades se deben a la descohesión a lo largo
de la intercara entre partículas de 2ª fase y la matriz (Ver la figura 10). En muchos casos las partículas de 2ª
fase forman parte del material o son impurezas. Si el precipitado que se forma es muy grande puede romper,
produciendo las fisuras. A medida que continua la deformación, las microcavidades crecen, y va a llegar un
momento en el que se produce una coalescencia de microcavidades, por rotura de los tabiques de separación
de esas microcavidades. Se forma entonces una grieta elíptica, cuyo eje mayor es perpendicular al esfuerzo
(de tracción, en este caso), que va a seguir creciendo (por coalescencia de microcavidades). Pero la rotura
final se va a producir cuando, en un momento dado, la sección del material no aguante la carga (ya que está
aplicada sobre los extremos), y rompe de manera rápida por propagación de la grieta alrededor del perímetro
exterior de la estricción por tensión de cizalladura, formando un ángulo de 45º con el eje de aplicación de la
carga. Este ángulo es de 45º porque ahí es donde están situados los planos más activos; los que deslizan antes.
En este caso tenemos la fractura de copa−cono, en la que una de las superficies de fractura tiene forma de
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copa y la otra de cono.
Si nos fijamos en la parte central observamos que ésta tiene un aspecto fibroso muy característico que
identifica claramente el modo de fallo. Existe una comprobación de este fenómeno por medio de la
fractografía, que es la ciencia que se dedica al estudio de las superficies de fractura para, por medio de una
serie de análisis, poder determinar el tipo de fallo.
Esta ciencia se apoya en el microscopio electrónico de vacío, que por medio de un bombardeo con haces de
electrones provocan una reemisión de electrones secundarios por parte del material, obteniendo una
información en forma de imagen topográfica.
(2ª imagen de la fotocopia FR6) Cada hueco se denomina cúpula y corresponde a la mitad de un microvacío.
A efectos macroscópicos, la superficie es muy fibrosa y hay una gran deformación plástica en el entorno.
En materiales frágiles, tenemos a nivel macroscópico una fractura que se propaga a través de una superficie
prácticamente plana, perpendicular a la dirección del esfuerzo (fotocopia FR4 c). Microscópicamente
(fotocopia FR7), se observa una pequeña deformación plástica.
(Fotocopia FR8) Micrografía de la sección de un acero (con aspecto todavía macroscópico). Hay unas marcas
radiales que nacen del centro de la superficie de fractura y que son típicos de la fractura frágil de los aceros, y
que apuntan hacia el inicio de la grieta.
Volviendo a la fotocopia FR7 podemos ver una zona como granular. El mecanismo de fallo es el siguiente:
En la mayoría de los materiales frágiles la propagación de la grieta corresponde a una sucesiva rotura de
enlaces atómicos a lo largo de planos cristalográficos (lo que se denomina como descohesión o clivaje),
observándose unos huecos alargados que indican los planos de fractura.
Este tipo de fractura (por clivaje) es transgranular, porque las microgrietas van atravesando los granos del
material. En este tipo de fallo, los planos de descohesión cambian de un grano a otro (por cómo están
distribuidos los planos mejor orientados). Esto proporciona un aspecto facetado a la superficie de fractura.
Rotura intergranular en materiales frágiles: (FR9).
La grieta progresa por los límites de grano. Este tipo de fallo está asociado a la presencia de impurezas en el
límite de grano, que debilitan el material. Como ejemplo tenemos la rotura que se da en los aceros inoxidables
austeníticos sometidos a una carga de tracción en un ambiente corrosivo. También son importantes en las
fracturas los factores externos además de las cargas, como se puede apreciar en el ejemplo.
ENSAYOS DE IMPACTO
El modo de fallo en el ensayo de tracción no nos permite extrapolar los resultados a otras situaciones
diferentes. El tipo de fallo está condicionado por las condiciones de contorno del material.
Para ensayar los materiales en las peores condiciones posibles se crearon los ensayos de impacto, para poder
saber en qué condiciones el material presenta fractura frágil. Estas condiciones son:
• Temperaturas bajas.
• Velocidad de deformación elevada.
• Estado triaxial de tensiones (mediante entalla mecánica).
Tipos: Ensayo Charpy y ensayo Izod.
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Estos dos ensayos han sido normalizados y diseñados para determinar la energía de impacto o tenacidad a la
entalla, que se define como la energía absorbida por la superficie entallada cuando rompe. En ambos casos se
romperá una superficie entallada de un golpe dado con una masa−péndulo. Se medirá la energía absorbida por
ese golpe. La velocidad que adquiere la masa al golpear la probeta queda determinada por la altura del
péndulo. Tras la rotura, la masa continua su camino hasta llegar a una cierta altura, a partir de la cual se
determina la energía absorbida (FR10).
Energía absorbida
Eabs=(m*g*h)−(m*g*h')=m*g*(h−h')
La diferencia entre alturas se correlaciona muy bien con el ángulo que forman el brazo con la vertical en las
posiciones inicial () y final () y con la longitud del brazo (I).
Eabs=m*g*I*(cos−cos)
Última norma aplicada: EN 10045−1
Esta norma define una probeta de 55 mm de longitud total y de base cuadrada de 10 mm de lado. A la mitad
de la longitud hay una entalla, que puede tener forma de U o de V.
U: se define una profundidad de 2 mm y rc=0,25 mm.
V: profundidad=5 mm y rc=1 mm.
En el ensayo viene también normalizada la velocidad de choque Vc, que varía entre 5 y 5,5 m/s.
En el ensayo Izod la probeta está en posición vertical y la carga golpea perpendicularmente a la probeta por el
lado de la entalla.
Inicialmente en España a estos ensayos se les denominó Ensayos de Resiliencia.
EXPRESIÓN DE LOS RESULTADOS OBTENIDOS EN EL ENSAYO
KU=130 J
KV=121 J
Nota: Los valores dados son para un caso hipotético. Las unidades vienen expresadas en Julios, absorbidos
por el ensayo Charpy de flexión por choque con entalla en forma de U o V.
En esta norma la energía no se define como energía absorbida por unidad de superficie, ya que no se
contempla la resiliencia.
Una entalla particular es la denominada ojo de cerradura, que no aparece en la nueva norma.
Lo más importante de estos ensayos es que nos van a permitir determinar la temperatura de transición
dúctil−frágil (Su principal ventaja sobre los otros ensayos). Esto se consigue realizando el ensayo en iguales
condiciones normalizadas, pero a distintas temperaturas. Lo que se hace es calentar o enfriar la probeta antes
de realizar el ensayo (La distribución de temperaturas debe ser homogénea en toda la probeta). Se obtienen
una serie de curvas (fotocopia FR15).
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Se observa que existe una dependencia de la energía absorbida con la temperatura. A altas temperaturas se
absorbe gran cantidad de energía, lo que está relacionado con la fractura dúctil. A bajas temperaturas tenemos
una menor absorción de energía, lo que está relacionado con la fractura frágil.
Podemos hacer la misma gráfica pero sustituyendo la energía absorbida por el % de la superficie de fractura
dúctil, correspondiendo el origen de ordenadas con el 0%.
Hay una influencia importante de la estructura del material en el tipo de fractura. En la mayoría de los casos
habrá una transición brusca del comportamiento del material a alta temperatura y a baja temperatura. Existe lo
que se denomina intervalo de transición dúctil−frágil (típico en materiales de estructura BCC).
Cuando no hay transición pronunciada, referimos la temperatura de transición dúctil−frágil a la temperatura
para la cual el material absorbe 27 Julios de energía, o también a la temperatura para la cual el 50% de la
superficie de fractura del material es de fractura dúctil.
Condiciones de uso del material: Trabajaremos con el material a una temperatura que esté por encima de la
temperatura de transición dúctil−frágil.
La temperatura de transición dúctil−frágil depende de:
Los factores externos que condicionan el ensayo, fundamentalmente la velocidad de aplicación de la carga y
el tipo de entalla. La entalla es un concentrador de tensiones. Cuanto más aguda sea la entalla mayor será la
concentración de las tensiones.
Los factores internos, como son:
Composición del material (Estudiaremos los aceros. Fotocopia FR15). Al introducir carbono formamos una
solución sólida intersticial (porque los átomos de C son muy pequeños y ocupan los intersticios) [Es un
mecanismo de endurecimiento]. Esto hace al material menos tenaz. Cuanto más carbono añadimos hacemos
más favorable la fractura frágil. El oxígeno fragiliza también el acero, y de forma más pronunciada.
Tamaño de grano: La disminución del tamaño de grano endurece al material y a la vez aumenta su tenacidad.
La deformación inducida es más fácil de absorber debido a la gran superficie del límite de grano (de alto
desorden). Esto se utiliza para comprobar la tenacidad de los metales.
SLA−> Aceros de alta resistencia y baja aleación (son aceros ferríticos).
Tienen una ITT=−80ºC (ITT=Tª de transición)
Esto implica una alta resistencia a bajas temperaturas.
Determinación del tamaño de grano
N=2n−1
n Índice de tamaño de grano ASTM (Va de 2 a 12)
N Nº de granos por pulgada cuadrada a 100 aumentos
Efecto de la estructura cristalina: Los materiales con estructura FCC son muy tenaces. Presentan una
transición muy suave. Se utilizan para trabajar a temperaturas criogénicas (como por ejemplo los aceros
inoxidables austeníticos). Los materiales BCC presentan sin embargo una transición muy brusca. Los
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materiales HC tienen un comportamiento similar al de las aleaciones de alta resistencia (poca transición pero
baja tenacidad), a excepción del titanio (muy tenaz).
Hay otro mecanismo de deformación plástica en metales, y que es más rápido que el deslizamiento de
dislocaciones, y se denomina maclado. Adquiere importancia cuando no hay tiempo efectivo para el
desplazamiento de las dislocaciones. Los materiales FCC, en condiciones adversas (baja temperatura y
elevadas velocidades de aplicación de la carga), presentan maclado activo. Los BCC, a pesar de tener más
sistemas de deslizamiento, dichos sistemas son menos activos, por eso se deforman peor. En estos materiales
se puede dar un maclado mecánico a temperatura ambiente cuando la velocidad de aplicación de la carga es
elevada (en los FCC no ocurre), y también presentan maclado mecánico a bajas temperaturas, pero en menor
medida que otros.
Los materiales FCC serán dúctiles y tenaces para cualquier velocidad de aplicación de la carga y para
cualquier temperatura.
Materiales dúctiles como los BCC a temperatura ambiente y bajas velocidades de aplicación de la carga se
comportan como frágiles cuando la temperatura es baja y cuando a temperatura ambiente se aplica la carga a
altas velocidades.
Esto significa que la fractura frágil se puede dar con uno o más requisitos. Los materiales HC serán frágiles en
prácticamente todas las condiciones (con excepciones).
Ventajas y limitaciones de estos ensayos
Como ventajas tenemos que el ensayo es muy simple (fácil de realizar), y que nos permite determinar la
temperatura de transición dúctil−frágil.
Como limitaciones tenemos que sólo obtendremos datos cuantitativos que únicamente serán útiles a efectos
comparativos (no para el cálculo de piezas o estructuras); que están determinados en materiales sin defectos
(ya que los materiales de prueba no presentan en general discontinuidades internas); que los datos son poco
representativos de las condiciones de servicio reales, ya que:
• El tamaño de la probeta es independiente del espesor real del material.
• Siempre se emplea un carga de ensayo por impacto, con independencia de que la estructura en
servicio esté sometida a cargas estáticas o dinámicas.
• La raíz de la entalla puede ser menos severa que una entalla real o defecto similar (poros,
microgrietas, fisuras, etc.)
La energía absorbida es igual a la total más la energía de propagación de la grieta.
El ensayo de impacto permite cuantificar la tenacidad de un material, pero no obtenemos resultados aplicables
cuando lo que necesitamos es diseñar piezas estructurales. Para esto se ha creado toda una rama de la ciencia
de los materiales, que se llama mecánica de fractura.
La mecánica de fractura es la ciencia que estudia la resistencia de un material a la fractura frágil cuando dicho
material posee defectos internos (microfracturas, grietas, etc.) mediante análisis teóricos y experimentales. Las
teorías de la mecánica de fractura nos permiten cuantificar las relaciones que existen entre las tensiones
aplicadas, las propiedades del material, la presencia de defectos que producen grietas y los mecanismos de
propagación de las grietas.
Concentrador de tensiones: Cuando los teóricos de la mecánica de fractura estudiaron la resistencia cohesiva
teórica en un material elástico frágil, se constató que era aproximadamente igual al módulo de Young partido
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por 10 (=E/10). En análisis experimentales se ve que este valor se reduce entre 10 y 100 veces. Esto se debe a
la presencia de defectos internos que pueden inducir la aparición de microgrietas. El primero en postular este
fenómeno fue A. Griffin. Las microgrietas son problemáticas porque actúan como concentradores de tensión
en los vértices del defecto, y el fallo suele iniciarse en la zona del material con mayor tensión aplicada.
(Fotocopia FR17). CONCENTRACIÓN DE TENSIONES: Seguiremos el dibujo y las fórmulas que aparecen
en esta fotocopia.
La tensión a lo largo de la dirección x va aumentando a medida que nos acercamos al vértice de la grieta,
donde tenemos la mayor concentración de tensiones.
El factor de concentración de tensiones KT se define como la tensión máxima aplicada dividida por la tensión
nominal. Tenemos también una fórmula para determinar el valor de la tensión máxima (ver FR17).
El efecto concentrador de tensión es debido a la longitud de la grieta y al radio de curvatura. Si el defecto es
un defecto intenso, la longitud de una grieta superficial a, se define como la mitad de la longitud de la grieta
(ver FR16a), y la tensión máxima se alcanza en ambos vértices de la grieta (FR16b).
Este mismo efecto de concentración de tensiones se da también en cualquier aspecto de diseño que actúe
como tal (presencia de ángulo vivo o rosca).
La mecánica de fractura estudia los materiales frágiles porque en los materiales dúctiles se produce una
redistribución del estado tensional cuando el material empieza a deformarse plásticamente. Esta nueva
distribución de tensiones hace que la tensión máxima no sea tan alta, y por tanto la propagación de la grieta
sea más lenta. En materiales frágiles la rotura sucederá rápidamente.
K es el factor de intensidad de tensiones. Aparece cuando se realiza el estudio tensional en el extremos de la
grieta, y depende de:
• El valor de la tensión aplicada.
• La longitud y posición de la grieta.
• Geometría de la pieza sólida.
La tenacidad de fractura, KC, es una propiedad mecánica, definida como la resistencia de una determinado
material a la fractura frágil cuando hay una grieta presente.
También se define como el valor crítico del factor de intensidad de tensiones en la punta de la grieta, pero que
se propague en un material frágil que contiene un defecto. Su expresión general es:
KC=Y**(*a)1/2
Donde Y es un parámetro sin dimensiones que depende de la geometría de la pieza y de la geometría de la
grieta.
El valor de KC, para probetas delgadas depende del espesor B, y disminuye a medida que B aumenta. Para
probetas gruesas tenemos la condición de deformación plana, con lo que KC es independiente de B.
Condición de deformación plana (Figura 11)
B"2,5*(KIC/Y)2
Explicación a la figura 11: Nos interesan las condiciones en las que el defecto es muy pequeño en
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comparación con el espesor de la probeta, considerando así que no hay deformación en la dirección de la
grieta. Experimentalmente, se comprueba que se dan las condiciones de deformación plana cuando se verifica
la anterior relación (ver FR19).
KC suele llevar un subíndice, que se corresponde con la dirección de avance de la grieta, que puede ser de
rotura (subíndice=1) por deformaciones planas, de cizalladura (subíndice=2), o de desgarre (subíndice=3).
(FR20 tabla 6.5). En esta tabla aparecen valores normales de tenacidad a la fractura para aleaciones
seleccionadas en ingeniería. El valor de KC depende de la temperatura, velocidad de deformación,
microestructura, etc. Esto viene dado por las normas.
Un material puede estar sometido a diferentes estados de deformación, pero empezará a romperse cuando
alcance el valor de KC. Los materiales frágiles tendrán valores de KC muy pequeños, mientras que los
materiales dúctiles tendrán un elevado valor para KC. En general interesa estudiar el valor de KC para
materiales de ductilidad intermedia.
Desde el punto de vista del material, KC se encuentra relacionada sobre todo con el tamaño de grano. Un
menor tamaño de grano aumenta la tenacidad a la fractura. Otros mecanismos de endurecimiento
(especialmente las disoluciones sólidas o las dispersiones de una segunda fase) disminuyen la tenacidad a la
fractura.
Determinación del tamaño del defecto
K1C=Y**(*a)1/2
Lo que hay que determinar en un diseño basado en la mecánica de fractura son tres parámetros (Fijamos 2 y el
tercero queda entonces determinado). Supongamos que tenemos fijada la tensión aplicada y el material a
emplear, quedando sólo el tamaño de la grieta (a). La determinación de este parámetro se puede realizar
mediante ensayos no destructivos (NDE), como son:
• Líquidos no penetrantes.
• Gammagrafías.
• Corrientes inducidas.
• Partículas magnéticas.
Esta clase de ensayos permiten determinar el tamaño y la posición de los defectos.
FATIGA
Es otro tipo de fractura que aparece en los materiales metálicos. También se da en los polímeros, y los
cerámicos la soportan muy mal (ya que en general rompen enseguida). La fatiga se produce cuando el material
está sometido a cargas cíclicas y variables (se repiten a lo largo del tiempo), aunque el valor del esfuerzo al
que está sometido el material sea inferior a la resistencia a la tracción e incluso inferior al límite elástico. Un
ejemplo de fatiga sería un alambre que se doblase continuamente. Su importancia es enorme, ya que
aproximadamente el 80% de los fallos en servicio de las piezas metálicas son causados por fatiga.
El primero en estudiar la fatiga fue Wöhler, que definió tres condiciones fundamentales para que se produjese
rotura por fatiga:
• Una tensión máxima de tracción de valor elevado.
• Una variación o fluctuación lo suficientemente elevada.
• Un número suficiente de ciclos.
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De aquí se deduce que los resultados obtenidos por los ensayos de tracción no nos sirven para poder
identificar o determinar este tipo de fallo.
Los mecanismos que influyen en la fatiga son muy complejos. Los enumeramos y realizaremos un estudio
básico de este fenómeno.
A la hora de hablar del ensayo de fatiga, existen varios parámetros a tener en cuenta, como son la cinética de
aplicación de la carga, el tipo de tensiones aplicadas al material, etc.
Tipos de ensayo: Simplificaremos el número de ensayos. Los principales son tres. Los resultados obtenidos
son muy parecidos en los tres, por lo que sólo necesitamos un ensayo. Para simplificar la cinética de
aplicación de cargas haremos una aproximación a la realidad aproximando los ciclos de carga a una función
senoidal.
Podemos definir como ciclo de carga a la ley de variación de la tensión o esfuerzo a lo largo de un periodo. Es
un ciclo sencillo, con una parte a tracción y otra a compresión, donde hay que definir una serie de parámetros.
La tensión máxima es la mayor tensión que se alcanza en la fibra más solicitada.
La tensión mínima es la menor tensión que se alcanza en la fibra más solicitada.
La tensión media (M) es la mitad del valor de la suma de las tensiones máxima y mínima.
La amplitud de la tensión (A) es la mitad del valor de la diferencia entre la tensión máxima y la tensión
mínima respectivamente.
El rango de tensiones (R) se puede definir como la diferencia entre tensión máxima y tensión mínima, o
como el doble del valor de la amplitud de la tensión.
También podemos tener distintos ciclos de carga:
Ciclo alterno simétrico: En este ciclo la tensión media es igual a 0 (M=0).
Ciclo alterno asimétrico: La tensión media es menor que la amplitud de la tensión. En cualquier caso la
distribución de las tensiones es simétrica con respecto al valor de la tensión media.
Ciclo intermitente: El valor de la tensión media es igual al valor de la amplitud de la tensión (M=A).
Ciclo pulsatorio: El valor de la tensión media es superior al de la amplitud de la tensión.
En cualquiera de estas situaciones, donde los esfuerzos aplicados varían entre Max y Min, puede
considerarse que el esfuerzo aplicado es la suma o superposición de una componente estática (igual a la
tensión media) y una componente fluctuante o alterna (igual a la amplitud de la tensión.
Max=M+A
Min=M−A
Utilizaremos generalmente el ensayo de flexión rotativa (que es el más sencillo). Aplicaremos una fuerza de
flexión a una probeta que gira mediante cargas aplicadas en los extremos. También se puede aplicar a una
probeta fijada a un eje (que provoca el giro) con un peso en el otro extremo. En este tipo de ensayo el ciclo de
carga tiene una tensión media igual a 0 (ciclo alterno simétrico).
21
Curvas de fatiga de Wöhler:
Normalizaremos una máquina de flexión por fatiga para determinar este tipo de curvas, en las que
representaremos la amplitud de la tensión frente al número de ciclos necesarios para llevar al material hasta la
rotura por fatiga.
Mecanizamos un número N de probetas y sometemos una de ellas a una serie de ciclos con una determinada
amplitud de tensión (A), condicionada por la tensión máxima (esto nos permite obtener el primer punto de la
curva). Repitiendo el ensayo con probetas idénticas donde sólo variamos los valores de tensión (disminuyendo
su valor), obtenemos una curva que se denomina curva de Wöhler (se trata de una curva a escala logarítmica).
Se suele empezar con valores de tensión máxima o de amplitud de tensión del orden de (2/3)*RT (dos tercios
de la resistencia a la tracción del material).
Cuanto mayor sea la amplitud de la tensión menor será el número de ciclos necesarios para llevar la probeta a
rotura.
Hay dos tipos diferenciados de curvas. En algunos materiales se produce un valor asintótico a partir de un
número determinado de ciclos. Esto se suele dar en algunos aceros y en aleaciones de titanio. En las curvas
correspondientes a otros materiales existe una disminución de la tensión a medida que aumenta el número de
ciclos necesarios para romper la probeta.
Para las curvas con valor asintótico definiremos el límite de fatiga como la máxima tensión que no produce
rotura cualquiera que sea el número de ciclos para el cual existe aplicación de cargas.
Este límite de fatiga, en los aceros, suele estar comprendido entre el 35% y el 60% del valor de la resistencia a
la tracción.
En aquellos materiales que no posean límite de fatiga se define la resistencia a la fatiga como el nivel de
tensión que produce la rotura después de un determinado número de ciclos.
Las normas definen que para las aleaciones férreas, ese nivel de tensión es el correspondiente a 1*107 ciclos,
y para aleaciones no férreas, este límite práctico de fatiga se establece para 3*107 ciclos.
En este tipo de curvas también se define el parámetro vida−fatiga, como el número de ciclos necesarios para
producir la rotura a fatiga para un nivel determinado de tensiones.
El fenómeno de la fatiga es un fenómeno para el cual se obtienen resultados con una gran dispersión, por lo
cuál estos resultados se representan mediante curvas de probabilidad.
Para los tres tipos principales de ensayo las curvas son muy parecidas. Las curvas dependen del tipo de
ensayo, y también de la tensión media (para el mismo tipo de ensayo).
El valor de la tensión media afecta a las curvas de Wöhler, ya que varían el valor del límite de fatiga (las
distintas curvas son paralelas entre si). Experimentalmente podemos hacer una curva para cada valor de la
tensión media (ver figura 12).
Otra manera es utilizar aproximaciones matemáticas basadas en la curva de Wöhler determinada en un ensayo
para un ciclo de carga donde la tensión media es igual a cero (véase fotocopia FAT7). Tenemos dos
aproximaciones para poder determinar el valor del nuevo límite de fatiga (Se'), según sea el valor de la tensión
media (que con el cambio de notación se expresa como Sav), la amplitud de tensión (Sa), el límite de fatiga
para una tensión media igual a cero (Se) y la resistencia a la tracción (RM). La aproximación de Gerber es de
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orden 2 (cuadrática), mientras que la de Goodman es lineal (orden 1) y es más conservativa que la primera, ya
que es la aproximación en la que suponemos el menor valor del límite de fatiga. Los resultados obtenidos en
los ensayos experimentales se encuentran dispersos en el área comprendida por estas dos curvas. Una
aproximación todavía más conservativa que la de Goodman es la línea de Soderberg, en la que se sustituye
RM por Re (límite elástico). Estas curvas nos permiten determinar la variación del límite de fatiga
dependiendo del valor de la tensión media. Las ecuaciones correspondientes son las siguientes:
• Aproximación de Gerber:
Se'=Se*[1−(Sav/RM)2]
• Aproximación de Goodman:
Se'=Se*[1−(Sav/RM)]
Superficie de fractura en fallos por fatiga
El aspecto macroscópico de la superficie de fractura en fallos por fatiga resulta muy característico. Su análisis
fractográfico permite identificar el tipo de fallo. También puede darse el caso de que existan fracturas por
fatiga que no presenten estas marcas características. De todos modos, siempre que detectemos estas marcas
sabremos que nos encontramos ante un material que ha roto por fatiga.
En un material que ha sufrido un fallo por fatiga se apreciarán dos zonas, la zona de fatiga y la zona de
sobrecarga. Esta última zona es la zona de fallo final, y puede ser de fractura frágil o dúctil según el tipo de
material.
Cuando hablamos de las marcas características nos referimos a la zona de fatiga.
La superficie de fractura es siempre perpendicular a la carga máxima (la mayor de las tensiones aplicadas).
Además, en su conjunto, la zona de fatiga corresponde con la fractura frágil (no hay deformación plástica
importante). La zona de fractura por fatiga tiene aspecto bruñido, como de pulido, debido al rozamiento entre
las superficies de la grieta.
Dentro de la zona interna hay dos tipos de marcas características, como son las marcas de playa y las estrías.
Las marcas de playa son macroscópicas. Son líneas concéntricas con respecto al punto de inicio de la grieta, y
se corresponden con el avance de la grieta provocado por el trabajo continuado de la pieza sin que cese la
aplicación de la carga sobre la pieza. Las estrías son de carácter microscópico (observables mediante un
microscopio electrónico de barrido) y se corresponden con el avance de la grieta por cada ciclo de carga. Estas
dos marcas, si se encuentran en el material, definen claramente una rotura por fatiga (ver FAT8, FAT9 y
FAT10).
Etapas en el proceso de fatiga
Para todos los materiales, tanto dúctiles como frágiles, tenemos tres etapas.
La primera etapa se denomina etapa de incubación. En determinados puntos del material, como consecuencia
de los esfuerzos que soportan, se origina deformación plástica, y en su entorno acritud. Esta acritud local es
en un principio positiva para el material, y mientras no haya fisuración el material soporta mejor la
sobretensión sin ningún tipo de perjuicio.
Cuando aparece una fisura en el material tenemos la zona de dañado, que en general aparece en la superficie
del material (o de la probeta en el ensayo). Resulta importante saber cuando aparecen las fisuras. La forma de
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detectarlas sería mediante el empleo de ensayos no destructivos (en especial ultrasonidos o partículas
magnéticas). Entonces se puede determinar la curva de dañado, que se corresponde con la curva de iniciación
de las grietas (Véase figura 13).
La curva de fatiga se produce cuando la grieta, que ha progresado a través del material, provoca la fractura del
mismo. Para una amplitud de tensión determinada, el número de ciclos de fallo se define como el número de
ciclos que se necesitan para iniciar una grieta y propagarla hasta llevar a rotura al material:
Nf=Ni+Nd+NF
Nf es el número de ciclos de fallo.
Ni es el número de ciclos para que se inicie la grieta.
Nd es el número de ciclos de dañado.
NF es el número de ciclos correspondiente a la fractura del material y se considera igual a 0.
De aquí extraemos que la segunda etapa será la etapa de dañado, que irá desde el inicio de las grietas hasta la
rotura del material, y se corresponderá con la progresión de las grietas a través del material.
La ultima etapa será por tanto la etapa de rotura, y será una etapa muy rápida (se corresponde con la rotura del
material). Por tanto el número de ciclos correspondiente a esta etapa será 0.
Es importante conocer la etapa de dañado, ya que si podemos registrarla entonces podremos sustituir la pieza
a tiempo y evitar así un fallo en servicio, que podría tener consecuencias graves.
Factores que afectan a la resistencia a la fatiga
• Frecuencia de aplicación de los ciclos de carga:
Se observa que hasta 10000 o 12000 ciclos por minuto la frecuencia no tiene ningún efecto en el límite de
fatiga. Se empieza a apreciar algo de influencia de este factor a partir de unos 30000 ciclos por minuto, en
donde se observa que frecuencias tan altas elevan ligeramente el valor del límite de fatiga (hacen al material
más resistente).
• La temperatura:
Para temperaturas por debajo del ambiente, cuanto más baja sea la temperatura, más alto será el límite de
fatiga, siempre y cuando la probeta no tenga ningún tipo de entalla (concentrador de tensiones), en cuyo caso
el efectos es el contrario (Véase fotocopia FAT15).
A temperaturas altas, por encima de la temperatura ambiente, el valor del límite de fatiga disminuye, lo que
implica una menor resistencia a la fatiga de los materiales, ya que las altas temperaturas favorecen los
mecanismos de propagación de las grietas.
Un caso particular es el acero al 0,17% de C. En este acero aumenta el valor del límite de fatiga (Se) asociado
a un mecanismo de endurecimiento que se hace efectivo a una temperatura que oscila entre 200ºC y 400ºC.
• Acritud previa:
Si antes de someter una probeta metálica al ensayo de fatiga inducimos una acritud homogénea por algún
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mecanismo deformador, y después sometemos la probeta al ensayo de tracción, ésta presentará un aumento
del límite de fatiga si la comparamos con la misma probeta (del mismo material) pero sin haber sido sometida
a la acritud.
• Rugosidad superficial:
Se ha comprobado experimentalmente que el acabado superficial de las probetas tienen una influencia
considerable en el límite de fatiga, debido a que las grietas se inician en la superficie del material.
La presencia de marcas de mecanizado en la superficie del material disminuye el límite de fatiga (porque
dichas marcas actúan como concentradores de tensiones y las grietas se inician en donde se concentran las
tensiones). Cuanta mayor rugosidad superficial más bajo será el valor del límite de fatiga. Un pulido
metalográfico mejorará el valor del límite de fatiga, haciendo más resistente al material.
• Tensiones residuales superficiales:
Las tensiones residuales del material se superponen a las tensiones procedentes del ciclo de carga que actúan
sobre las fibras del material (se pueden sumar o contrarrestar dependiendo de si el tipo de tensión residual es
de tracción o de compresión).
El mecanismo más efectivo para luchar contra la fatiga es inducir en la superficie del material tensiones
residuales de compresión (para evitar el inicio de las grietas). Esto se debe a que la parte del ciclo que
favorece el avance de las grietas es la parte correspondiente a esfuerzos de tracción.
• Estado superficial:
Las tensiones residuales se miden por difracción de rayos X (su valor máximo es el límite elástico). Cuanta
más tensión residual más ancho será el pico que muestre el difractograma.
Para que se produzca fatiga tiene que haber un valor de tensión de tracción máximo.
Condición superficial: Cualquier tratamiento en la superficie del material que modifique su resistencia a la
fatiga.
• Perdigonado o granallado:
Consiste en bombardear la superficie del material con bolitas metálicas de pequeño tamaño (perdigones de 0,1
a 1 mm de diámetro), que inducen una serie de tensiones superficiales de compresión (se denomina Shot
Penning).
Hay procesos de conformado que también inducen tensiones superficiales, mejorando la resistencia a la fatiga
de la chapa.
• Tratamientos de cementación y nitruración:
Es otro tipo de tratamiento superficial que aumenta la resistencia a la fatiga. Se hacen para endurecer al
material (sobre todo aceros), elevando la resistencia a la fatiga del material considerablemente, induciendo
una serie de tensiones superficiales de compresión.
Un tratamiento muy negativo para la resistencia a la fatiga es la decarburización. Esto consiste en que el acero
pierde átomos de carbono en su zona más externa (como consecuencia del conformado en caliente). Esto
ablanda la superficie, disminuyendo su resistencia a la fatiga.
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• Revestimientos metálicos superficiales:
Pueden ser recubrimientos por deposición (galvanizado) o recubrimientos electrolíticos (cromado, niquelado).
Queda hidrógeno atómico ocluido en la superficie del material como consecuencia de este recubrimiento.
Cuando el hidrógeno se recombina en hidrógeno molecular se fragiliza el material (esto se produce sobre todo
en los aceros). Debido a todo esto podemos concluir que estos recubrimientos producen peor resistencia a
fatiga.
• Tamaño y orientación del grano:
Resulta muy complejo de estudiar. Tamaños de grano pequeños aumentan la resistencia a la fatiga del
material (teóricamente). Sin embargo experimentalmente se obtienen resultados contradictorios.
• Efecto de los concentradores de tensiones:
El efecto de los concentradores de tensiones se estudia mediante probetas entalladas, normalmente en forma
de V, o también con entalla circular.
Definiremos el factor de reducción a la resistencia (Kf). Sirve para evaluar la efectividad de la entalla en su
acción de reducir la resistencia a la fatiga del material, y se define como el cociente entre Se sin entalla y Se
con entalla para un determinado material en un ensayo concreto y con el mismo ciclo de carga. Es un valor
constante para cada material y para cada tipo de entalla, y varía con:
• La severidad de la entalla.
• Tipo de entalla.
• Tamaño de la probeta.
• Nivel de tensiones.
• Tipo de material.
Cuando se realizan ensayos en condiciones de inversión completa de carga (ciclos alternativos simétricos), en
los que M=0, se observan normalmente dos tendencias:
• Kf es casi siempre menor que KT.
• Kf/KT disminuye cuando aumenta KT.
Esta segunda tendencia explica cómo el concentrador de tensiones reduce el límite de fatiga.
Entallas muy agudas producen un efecto en la resistencia a la fatiga mucho menor de lo que cabría esperar.
Esto se debe a la variación de KT con respecto a Kf. Se comprueba experimentalmente que hay tamaños de
grieta (para grietas muy pequeñas o críticas) que no producen nunca rotura por fatiga.
Factor de sensibilidad a la entalla
q=(Kf−1)/(KT−1)
Definido así este factor, significa que para materiales que no presentan reducción a la fatiga por entalla
tendrán q=0 porque Kf=1.
En materiales muy susceptibles al efecto de la entalla, tendremos que q=1, ya que Kf=KT.
Concentradores de tensiones en los materiales: Debidos al diseño de las piezas tenemos las roscas o los
ángulos vivos. Como concentradores de tipo metalúrgico tenemos las picaduras (marcas de corrosión), las
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sopladuras (bolsas de aire dentro del material), las microgrietas, las interfases en una inclusión dura
(aleaciones de Al) y dentro de un material blando, etc.
• Fatiga térmica:
Se produce debido a las tensiones que se originan en el material por las dilataciones y contracciones que
ocurren en piezas estructurales sometidas a variaciones de temperatura. Son tensiones internas de tipo residual
(por debajo del límite elástico), debido a la imposibilidad del material para dilatarse y contraerse libremente.
No es necesaria la aplicación de esfuerzos externos. Estas tensiones dependen del coeficiente de dilatación
térmica (), del módulo de Young (E) y de la variación de la temperatura (T):
=*E*T
con =k−1
Un material que se ve afectado por esta clase de fatiga es el acero inoxidable austenítico, debido a que tiene
un coeficiente de dilatación alto y además una mala conductividad térmica.
• Understressing y overstressing:
Evalúan el fenómeno de una fatiga previa del material, es decir, cómo afecta la fatiga a una probeta o una
pieza cuando éstas hayan sido sometidas a una fatiga previa.
Understressing: Sometemos al material a una serie de esfuerzos alternos variables (ciclos de carga) inferiores
al valor del límite de fatiga (e).
A estos materiales, si los sometemos posteriormente al ensayo de fatiga, aumenta entonces su límite de fatiga,
debido a que hemos endurecido al material.
Si lo hacemos para una amplitud de tensión determinada, lo que conseguimos es que aumente el número de
ciclos necesarios hasta romper a fatiga.
Overstressing: Cuando sometemos al material a un número determinado de ciclos a un valor de amplitud por
encima del límite de fatiga. Si no se han producido grietas, entonces hemos endurecido el material, por lo que
al someter posteriormente al material a fatiga aumentará su resistencia a la fatiga.
Pero si el número de ciclos es lo suficientemente elevado como para producir grietas, entonces al someter al
material nuevamente a fatiga disminuirá su resistencia a la fatiga (el valor del límite de fatiga disminuirá).
• Corrosión:
Para un material sometido a cargas y a corrosión tenemos lo siguiente:
Si el material es sometido simultáneamente a fatiga y medio corrosivo, los materiales que presentaban un
límite definido ya no lo presentan.
Si el material es sometido primero a corrosión y luego a fatiga, entonces, si el material tiene límite lo va a
seguir teniendo pero más bajo, y si no lo tiene definido entonces, para el mismo número de ciclos, la amplitud
de la tensión que produce fatiga es más bajo.
Esto se debe a lo siguiente:
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Los fenómenos de corrosión aceleran la aparición de las grietas, porque producen defectos en la superficie del
material (picaduras o microgrietas de corrosión).
Además, aceleran el avance de la grieta una vez formada, porque el efecto corrosivo favorece la rotura en el
fondo de la grieta.
La superficie de fractura correspondiente al fenómeno de fatiga−corrosión es también muy característica.
MECANISMOS DE REFUERZO DE LOS MATERIALES METÁLICOS
Deformación plástica en los materiales metálicos: El proceso por el cuál se produce deformación plástica
debido al movimiento de las dislocaciones se denomina deslizamiento. Para simplificar el estudio del
deslizamiento, primero lo vamos a estudiar para un monocristal y después para un agregado cristalino.
Las dislocaciones pueden ser de borde, helicoidales y mixtas. Todas ellas se mueven en respuesta a una
tensión de cizalladura aplicada a lo largo de un plano de deslizamiento y una dirección de deslizamiento (que
conforman un sistema de deslizamiento).
Cuando apliquemos a un material un esfuerzo de tracción o de compresión pura (o de torsión, como se
muestra en la figura 14, que genera en unas fibras tracción y en otras compresión) tienen una componente de
cizalladura, que es la que permite el desplazamiento de las dislocaciones. Esta componente de cizalladura se
denomina tensión de cizalladura resuelta, que va a depender:
• De la tensión aplicada.
• De la orientación del sistema de deslizamiento.
Veamos ahora la relación existente entre la tensión uniaxial que actúa sobre un cilindro de un metal puro
(monocristal) y la tensión de cizalladura resuelta producida sobre un sistema de deslizamiento (véase figura
15).
La tensión debida al esfuerzo uniaxial y la tensión de cizalladura resuelta es igual a la fuerza en la dirección
de deslizamiento partida por el área del plano que va a deslizar.
=F/A0 R=FR/A1
Además: cos=FR/F
Cos=F/FN=A0/A1 (esta última igualdad se debe a que el ángulo que forman las normales a dos planos es
igual al ángulo que forman los dos planos).
Tensión de cizalladura resuelta
A1=A0/cos FR=F*cos
Entonces:
R=FR/A1=(F/A0)*cos*cos R=*(cos*cos)
Expresión que se conoce como Ley de Schmid, y al producto de los cosenos se lo conoce también como factor
de Schmid.
En cada sistema de deslizamiento, cada plano forma ángulos distintos con respecto a la tensión aplicada. La
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tensión R será máxima para aquellos sistemas de deslizamiento donde el producto de los cosenos sea
máximo:
R(Máx)=*(cos*cos)Máx
Al aplicar una tensión dada, el deslizamiento comenzará en aquel sistema donde R sea máxima (en el
sistema orientados de forma más favorable) y cuando el valor de la tensión de cizalladura alcance un valor
crítico. Este valor crítico se conoce con el nombre de tensión de cizalladura resuelta crítica (RC), que
representa el valor mínimo de cizalladura que se requiere para que empiece a deslizar el cristal. Es una
propiedad del material (depende de éste).
Un cristal se empieza a deformar plásticamente cuando en el material se supera el valor del límite elástico
(Y).
RC=Y*(cos*cos)Máx
==45º cos45º=0,707
RC=Y*(0,707)2=0,5*Y
Y=2*RC
El valor de RC mínimo para que el sistema mejor orientado empiece a deslizar es la mitad del límite elástico
del material.
En aquellos planos de deslizamiento paralelos al eje uniaxial tenemos que =0, y por lo tanto =90 y
cos90º=0. En aquellos planos que sean perpendiculares al eje de tracción tendremos que =0 y que =90, por
lo que cos=cos90º=0. Por lo tanto en estos planos no existirá tensión de cizalladura ni deslizamiento.
Cuando deslizan muchas dislocaciones a través de un sistema de deslizamiento, llega un momento en el que
afloran a la superficie de la probeta, formando líneas bastante gruesas que se denominan bandas de
deslizamiento, que es la confirmación de que los sistemas de deslizamiento se hallan activos (en los planos
próximos a dichos sistemas se da este mismo fenómeno). Dependiendo de la anchura de las bandas éstas serán
macroscópicas o microscópicas (Véase figura 16).
Reorientación de un cristal durante la deformación plástica: Cuando estamos deformando un cristal según el
eje de tracción, tenemos fijada la probeta a unas mordazas. El deslizamiento lateral está limitado por dichas
mordazas, por lo que los planos se ven obligados a rotar para poder mantener centrado el eje de tracción.
Los planos situados en el centro de la probeta sufren una rotación pura, y los planos situados más hacia los
extremos sufren rotación y flexión (véase figura 17).
La reorientación de los planos de deslizamiento como consecuencia de ese giro varía directamente con el
cambio de longitud que experimenta la probeta, según la siguiente relación.
LI/L0=senx0/senxI
L0 es la longitud inicial del monocristal.
LI es la longitud final del monocristal.
x0 es el ángulo entre el eje de aplicación de la carga y el plano de deslizamiento.
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xI es el ángulo que forma el plano de deslizamiento con respecto al eje de aplicación de la carga una vez que
acaba la deformación.
Si tenemos un esfuerzo axial, se comprueba que los planos de deslizamiento se han reorientado de manera que
se sitúan paralelamente al eje de tracción.
De igual forma, si tenemos la probeta sometida a compresión, los planos de deslizamiento tienden a alinearse
perpendiculares al eje de aplicación de la carga.
Como consecuencia de esto, sistemas de deslizamiento que no eran activos al principio de aplicar la tensión,
empiezan entonces a ser activos, ya que alcanzan el valor de tensión de cizalladura resuelta crítica suficiente
para empezar a deslizar.
Para un agregado policristalino (metal) formado por gran cantidad de granos, la situación se complica debido
a las siguientes causas:
• Tenemos gran cantidad de granos orientados al azar, por lo que la dirección de deslizamiento varía de un
grano a otro. En cada grano, el movimiento de las dislocaciones tiene lugar según un sistema de
deslizamiento que sea el más favorablemente orientado.
• Existen interacciones a través de los bordes de grano entre los granos que se deforman. La integridad
mecánica del material se mantiene precisamente a través de los límites de grano (no se separan ni se
deslizan).
Los límites de grano son zonas muy pequeñas, y debido a lo anterior (mantienen integridad mecánica), cada
grano individual está parcialmente constreñido a la forma que puede asumir debido a la presencia de los
límites de grano.
Cuando aplicamos un esfuerzo de tracción dado en un material policristalino, el deslizamiento comienza en
los sistemas mejor orientados de cada grano. A medida que desliza, el grano se va alargando, rotando hacia el
eje de tracción, de tal manera que debido a la cohesión entre los límites de grano, éste fuerza a que los granos
contiguos, que no han empezado a deslizar, también roten, y al girar, algún sistema que en un principio no era
activo, se sitúa en una orientación tal que se alcance el valor de la tensión de cizalladura resuelta crítica, y por
lo tanto empiece a deslizar.
Aún cuando un grano esté favorablemente orientado para el deslizamiento, éste no puede empezar a deslizar
hasta que los granos adyacentes y menos favorablemente orientados sean también capaces de deslizar. Esto
requiere una mayor tensión, ya que debe conseguirse que en cada grano haya algún sistema de deslizamiento
activo.
Por eso el límite elástico de un material policristalino es mucho mayor que el de un monocristal del mismo
material.
Si tuviésemos una probeta de un material de una misma fase con la superficie pulida, al deformarla
observaremos bandas de deslizamiento en cada uno de los granos, que estarán orientadas en distintas
direcciones (véase figura 18). También puede darse la existencia de más de un sistema de deslizamiento
activo para un mismo grano, por lo que se observarán bandas de deslizamiento con distintas orientaciones en
ese grano.
La orientación de los granos cuando se aplica un esfuerzo implica que los granos se alarguen, en la dirección
del eje de aplicación de la carga si el esfuerzo es de tracción, y perpendicularmente al mismo si el esfuerzo es
de compresión. Debido a esto, la orientación de los granos nos permite identificar el tipo de esfuerzo al que ha
sido sometido el material (véase figura 19).
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Hay un mecanismo de deformación plástica que no vamos a tratar, que es el maclado. Este mecanismo es
mucho menos importante que el deslizamiento.
La deformación plástica de un material será más fácil cuando exista un mayor número de sistemas de
deslizamiento, ya que es más probable que se alcance la tensión de cizalladura resuelta crítica al orientarse el
grano de una forma más rápida.
Todas las técnicas de refuerzo que estudiaremos se basan en el impedimento al movimiento de las
dislocaciones. De esta forma el material no se deforma plásticamente, o hace falta más tensión para
deformarlo.
En general, todos estos mecanismos conllevan las siguientes consecuencias en las propiedades mecánicas:
• Aumento de la dureza del material.
• Aumento de la resistencia a la tracción (RM).
• Aumento del límite elástico.
• Disminución de la ductilidad.
• Disminución de la tenacidad.
Los mecanismos de refuerzo son:
• Endurecimiento por deformación plástica en frío.
• Endurecimiento por solución sólida sustitucional.
• Endurecimiento por solución sólida intersticial.
• Endurecimiento por afino o reducción del tamaño de grano.
• Fortalecimiento por precipitación.
• Fortalecimiento por dispersión de otras fases en la estructura.
• Fortalecimiento por vacantes.
• Fortalecimiento por transformación martensítica (lo estudiaremos para los aceros, pero se puede dar en
otros tipos de aleaciones).
En muchos casos los materiales se endurecen por varios de estos mecanismos que actúan simultáneamente. La
contribución al endurecimiento de cada mecanismo es muy difícil de cuantificar.
• Endurecimiento por deformación plástica en frío:
Se denomina acritud (Ver DPF1, DPF2, DPF3 y DPF4). Lo que ocurre es que introducimos dislocaciones en
el material (generamos nuevas dislocaciones). La densidad de defectos (dislocaciones) es del orden de 106.
Cuando generamos acritud en el material, la densidad de dislocaciones se eleva a 1012. Estas dislocaciones se
generan a partir de las que ya existían en el material a través del mecanismo de Frank−Read.
Aparte de esto, también se ponen en movimiento las dislocaciones existentes, que para seguir moviéndose
demandarán esfuerzos crecientes. Cuando las dislocaciones empiezan a moverse se aproximan unas a otras y
llega un momento en el que se repelen, debido a que en el entorno de la dislocación existe un campo de
tensiones.
La dislocación de borde positiva genera tensiones de tracción en su parte inferior y de compresión en la parte
superior, mientras que una dislocación de borde negativa genera compresión en la parte superior y tracción en
la inferior.
Si tenemos muchas dislocaciones del mismo signo en el mismo plano, cuando se aproximen se van a repeler,
ya que van a tener campos de tensiones enfrentados, que bloquean el movimiento de las dislocaciones.
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Otro efecto que se produce cuando hay muchas dislocaciones es que las dislocaciones de distinto signo
(especialmente las de borde) se pueden llegar a anular (este fenómeno ocurre en menor proporción).
Otro efecto es que las dislocaciones se pueden quedar ancladas en obstáculos (vacantes, precipitados...)
impidiendo la deformación plástica del material.
Por último, una dislocación puede inmovilizarse por la acción de otras dislocaciones (queda anclada,
impidiendo el deslizamiento).
En la fotocopia DPF4 tenemos la relación:
We(%)=[(A0−AU)/AU]*100
Con A0 área inicial de la sección transversal y AU área de la sección transversal tras la deformación.
Factores que afectan a la acritud (Véase DPF2): Hay factores tanto internos como externos.
El grado de deformación en frío, la naturaleza del esfuerzo y la velocidad de aplicación del esfuerzo son
factores externos que afectan a la acritud del material.
Podemos reducir la sección del material mediante una laminación (tensión de compresión) o mediante una
extrusión (compresión y cizalladura), y lo podemos realizar a diferentes velocidades.
Con respecto a los factores internos tenemos el tipo de sistema cristalino del material, el grado de pureza del
metal, el tamaño de grano y la energía de los defectos de apilamiento (es un defecto que proviene de que una
dislocación de borde se separe en dos dislocaciones, y que lleva asociada mayor o menor energía dependiendo
del tipo de material).
n es un parámetro mecánico con el que cuantificamos la acritud del material (n se obtiene a partir de la
ecuación de Ludwik).
4) Endurecimiento por reducción del tamaño de grano:
Los materiales metálicos son agregados policristalinos formados por granos que tienen una orientación
cristalográfica diferente (a pesar de tener la misma estructura cristalina). La interfase de los granos (es decir,
el límite de grano), supone una barrera para el deslizamiento de las dislocaciones, en primer lugar, porque
para pasar a otro grano contiguo, la dislocación tiene que cambiar de dirección, lo cuál supone un esfuerzo
adicional. El segundo motivo es que el límite de grano es una zona de gran desorden, donde hay
discontinuidad entre los planos de deslizamiento. Por esto a veces la dislocación no encuentra un camino para
seguir deslizando y pasar a otro grano, quedándose entonces bloqueada en el límite de grano.
Si en un límite de grano se quedan bloqueadas muchas dislocaciones, entonces se generan núcleos o campos
de retrotensión, que generan nuevos focos de dislocaciones (es decir, generan nuevas tensiones) por una serie
de mecanismos. Las nuevas dislocaciones provocan que se acumule mayor tensión, por lo que cada vez será
más difícil que las dislocaciones pasen a otro grano.
Gráfica: Cuanto menor sea el grano, mayor superficie de límite de grano habrá por unidad de volumen, y más
duro será el material.
N=2n−1
La influencia del tamaño de grano en la resistencia del material se puede cuantificar. El límite elástico del
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material varía con el tamaño de grano según esta relación, donde y KY son constantes, y d es el diámetro
de grano:
Y=+KY*d−1/2
El tamaño de grano puede disminuir con la velocidad de solidificación. Si la velocidad de solidificación VS es
elevada, el tamaño de grano será más pequeño, ya que al aumentar la velocidad de solidificación, el
requerimiento de radio crítico es cada vez menor.
Otra forma de modificar el tamaño de grano es mediante deformación plástica seguida de un tratamiento
térmico.
Límite de grano
De ángulo grande: Son los que se ven con microscopio. Corresponden a los granos en los que la
desorientación cristalográfica es importante.
De ángulo pequeño: En estos granos la desorientación cristalográfica es del orden de muy pocos grados.
También se pueden observar al microscopio, pero resulta más difícil de observar que si fuera de ángulo
grande. Son muy poco efectivos para el endurecimiento.
Por lo tanto el endurecimiento viene dado por los límites de grano de ángulo grande, que son los que
realmente dificultan el paso de dislocaciones de un grano al otro, ya que requieren un esfuerzo mayor para
poder cambiar de dirección (Consultar el Callister).
Otros límites que se aprecian en microestructura son las maclas; defecto lineal que se aprecia con el
microscopio óptico, con líneas paralelas que atraviesan un grano (véase figura 20). También intervienen en el
deslizamiento de las dislocaciones, ya que un material maclado es mucho más resistente que un material no
maclado de las mismas características.
• Endurecimiento por solución sólida sustitucional:
En general, los metales puros son muy blandos, por lo que se suele trabajar con materiales con impurezas o
con materiales que tengan elementos de aleación.
Impurezas: Átomos que no son los mismos que los mayoritarios de la red (disolvente). Como consecuencia
del proceso de afino, no suelen llegar al 1%.
Elementos de aleación: Son elementos que se añaden a propósito al material para modificar alguna de sus
propiedades.
El efecto es prácticamente el mismo si son impurezas o elementos de aleación. Si el átomo de soluto
(minoritario) es de menor tamaño que el disolvente (mayoritario), entonces se genera un campo de
deformaciones de tracción a su alrededor, y si el átomo de soluto es de mayor tamaño que el del disolvente,
entonces el campo de deformaciones que se forma alrededor es de compresión. Estas deformaciones son de
tipo elástico, ya que se puede producir recuperación elástica total (véase fotocopia de clases ERTG2).
En la misma fotocopia anterior, se observa que las dislocaciones también generan campos de deformación a
su alrededor. Si es una dislocación de borde positiva (se representan con el semiplano extra hacia arriba),
tienen entonces un campo de compresión en la parte superior del plano de deslizamiento, y un campo de
tracción en la parte inferior a dicho plano.
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Si los átomos de soluto son mayores que los del disolvente, entonces los primeros tienden a segregarse en
torno a las dislocaciones para contrarrestar los campos de deformación de éstas y, por lo tanto, disminuir la
energía del sistema, y esta segregación se produce de la siguiente manera. En nuestro caso, los átomos de
soluto mayores que los de disolvente tienden a ocupar la zona correspondiente a la parte inferior al plano de
deslizamiento de una dislocación de borde positiva, contrarrestándose así el campo de compresión del soluto
con el campo de tracción de la dislocación. Entonces, mover la dislocación requerirá un mayor esfuerzo
cuando hay átomos de soluto de diferente tamaño al del disolvente en su entorno.
Si los átomos de soluto son más pequeños que los del disolvente, entonces ocuparán la zona correspondiente a
la parte superior del plano de deslizamiento de las dislocaciones, zona donde está situado el semiplano extra,
contrarrestándose entonces los campos de deformación correspondientes.
• Endurecimiento por solución sólida intersticial:
Se trata de un endurecimiento producido por la formación de atmósferas de Cotrell (véase fotocopia EP6,
fig. XI.20).
Los átomos de soluto en una solución sólida intersticial están en los intersticios o huecos de la red. Estos
átomos siempre tienen un tamaño muy pequeño en comparación con los átomos del disolvente.
A pesar de esto, el campo de deformación que generan a su alrededor es un campo de compresión, que se debe
a que la posición que están ocupando no es la de un átomo de la red, sino la de un intersticio o hueco, y los
átomos de soluto siempre van a tener un tamaño algo mayor que el del hueco que ocupan.
Estos átomos de soluto intersticiales tienden a segregarse, migrar, o difundir hacia zonas donde contrarresten
otros campos de deformación, para poder disminuir la energía del sistema.
Los átomos intersticiales también dificultan el desplazamiento de las dislocaciones, como muestra la fotocopia
XI.20. Los átomos intersticiales se encuentran en estas zonas en mayor medida que lo hacían los átomos
sustitucionales, debido a que difunden mucho más fácilmente.
Esta densidad de átomos intersticiales ancla la dislocación , y al conjunto de esta dislocación anclada debido a
la concentración de átomos de soluto, y dichos átomos de soluto, se le denomina atmósfera de Cotrell.
Entonces, deformar este material en el que se han formado atmósferas de Cotrell será mucho más difícil y
requerirá un mayor esfuerzo (es decir; el material se ha endurecido).
El material endurecido de esta manera se dice que ha envejecido. Si este envejecimiento se ha producido a
temperatura ambiente, lo denominaremos envejecimiento natural (ya que hay que dejar tiempo suficiente
para que los átomos intersticiales difundan). Si se envejece a altas temperaturas se denomina envejecimiento
artificial. Se consigue acelerar el proceso de envejecimiento, disminuyendo el tiempo necesario para que éste
se produzca.
Los átomos intersticiales característicos en los metales son: C, N, O, H. Destacan los átomos de N en los
aceros.
Nota: Al semiplano extra se le denomina así porque es un plano de átomos extra en el material, pero que no
tiene continuidad de un lado a otros de la dislocación.
Para que dos campos de deformación se contrarresten, estos tienen que ser de signos opuestos.
5) Endurecimiento por precipitación:
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Este endurecimiento es debido a la formación de una dispersión fina de partículas duras precipitadas. Estas
partículas duras son de un tamaño nanométrico (no visibles al microscopio óptico).
Esta fina dispersión de partículas pequeñas, duras y homogéneamente distribuidas, dificulta el avance de las
dislocaciones.
Supongamos dos precipitados M y N distribuidos a lo largo de la matriz, separados una distancia d, y con
módulo de cizalladura G superior al de la matriz. Esto último significa que para que una dislocación pueda
romper el precipitado y pasar a través de él se necesita mayor energía que la necesaria para atravesar la matriz
(las dislocaciones se mueven por tensiones de cizalladura).
Cuanto mayor sea el módulo de cizalladura de un material, mayor será su resistencia al paso de las
dislocaciones a través del material.
En nuestro caso, cuando una dislocación se encuentra con el precipitado, no es capaz de pasar a través de él, y
por lo tanto trata de rodearlo, hasta llegar un momento en el que se rompe la dislocación, dando lugar a:
· Un anillo de dislocaciones alrededor del precipitado.
· Otra nueva dislocación que sigue su camino por donde venía.
Este fenómeno se ha confirmado mediante un estudio por microscopía electrónica.
Esto mismo sucede con las siguientes dislocaciones, con la salvedad de que cada anillo que se forma en torno
al precipitado dificulta cada vez más el paso de las dislocaciones (cada anillo, que es la suma de dislocaciones,
genera un campo de tensiones y bloquea aún más el paso de las dislocaciones). Hay un campo de
deformación.
Este mecanismo se autorregula formando un campo de deformaciones cada vez mayor.
El precipitado puede ser coherente, semicoherente, o incoherente con la matriz.
Un precipitado es totalmente coherente con la matriz cuando tiene por igual estructura cristalina que la
matriz, similar parámetro de red e igual relación de orientación cristalográfica. Entonces la red es continua a
través de la intercara entre el precipitado y la matriz.
Este endurecimiento por precipitación se da para precipitados coherentes, porque en este caso, para igual
fracción en volumen de precipitación, el número de precipitados es mayor. Esto se debe a que cuando el
precipitado es coherente, genera a su alrededor un campo de deformación elástica mucho más severo que si el
precipitado es incoherente. Esta es la causa fundamental de que el precipitado deba ser coherente.
La energía total que incrementa el precipitado en el sistema es igual a:
G=E+EMisflit
E= Energía interna.
EMisflit= Energía de desajuste (!! si el precipitado es incoherente y !! si el precipitado es coherente).
La EMisflit nos interesa porque es la que dificulta el movimiento de las dislocaciones, y se debe a la
diferencia de parámetro de red. El precipitado incoherente también endurece, pero en menor medida que el
precipitado coherente.
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A las aleaciones que se endurecen de esta manera las llamamos aleaciones de endurecimiento estructural.
Las aleaciones, para endurecerse de esta forma, necesitan cumplir una serie de requisitos (véase fotocopia
EP1).
PRINCIPIOS GENERALES
1ª Condición: Necesitan una solubilidad moderada y limitada del, o de los, elemento(s) soluto(s) de
aleación, que disminuye apreciablemente al descender la temperatura.
(Véase figura 21 Sistema Al−Cu): La fase es mayoritariamente de Al, con un pequeño porcentaje de Cu. El
punto triple entre , L+ y + nos da la máxima solubilidad del cobre en la fase para la correspondiente
temperatura de 600ºC. Esa solubilidad nunca es a temperatura ambiente, y no puede ser muy alta.
Al disminuir la temperatura, esta solubilidad tiene que disminuir apreciablemente para que se produzca este
endurecimiento.
La solubilidad, al ir disminuyendo la temperatura, se medirá en la correspondiente línea de solvus. Si cada vez
hay menos Cu en , ese Cu va a formar una nueva fase ().
Nunca se elige una composición en estos materiales que corresponda a la máxima solubilidad, sino que se
elegirá un punto con solubilidad menor, donde la solubilidad disminuirá con la temperatura.
2ª Condición: El proceso de precipitación a partir de la solución sólida presenta una secuencia de etapas con
formación de fases de transición metaestables (que son las que producen mayor dureza) antes de formarse los
precipitados correspondientes a las fases del diagrama de equilibrio.
El tratamiento térmico que permite obtener este tipo de precipitados se denomina bonificado, y es un
tratamiento en dos etapas (véase fotocopia EP2):
• Tratamiento de disolución.
• Tratamiento de maduración.
(Véase fotocopia EP3, figura 11.11): Para destruir la estructura bifásica (+) con que nos venden el material
(a temperatura ambiente), hay que calentarlo hasta una temperatura tal que sólo quede una fase (). La
solubilidad de en es mayor. Después realizamos un hipertemple (enfriamiento muy brusco), de manera
que la fase no tiene tiempo para desarrollarse. A esta fase que contiene mayor % de átomos de soluto de los
que corresponden al equilibrio a esa temperatura se le llama solución sólida sobresaturada.
Este sistema está fuera del equilibrio. Ahora se hace un segundo tratamiento térmico que se denomina
maduración o precipitación.
Si dejamos la disolución mucho tiempo a temperatura ambiente, la disolución trataría de ir hacia el equilibrio,
y se acabaría por formar la fase , pero tardaríamos mucho tiempo.
Lo que se hace es llevar la temperatura hasta un valor T2 dentro del campo bifásico + (aproximadamente se
elevan unos 150ºC) y se mantiene un tiempo suficiente para que se formen precipitados metaestables, que no
son exactamente la fase , sino que es un precipitado anterior a dicha fase. Una vez que se ha formado este
precipitado enfriamos hasta la temperatura ambiente, sin importarnos la velocidad de enfriamiento, debido a
que ya se ha formado el precipitado que queríamos.
Si se hace todo este tratamiento se puede hablar de maduración artificial. Si se deja la solución sólida
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sobresaturada a temperatura ambiente hasta que se forme la fase se hablará de maduración natural.
Las primeras aleaciones que se endurecieron de esta manera fueron los duraluminios, que son aleaciones de
Al con un 4% Cu y 1% Mg.
Esto ocurrió en 1906 en la localidad alemana de Düren (de donde viene el nombre). En los duraluminios la
fase es CuAl2. Antes de llegar a esta fase aparecen precipitados metaestables en la siguiente secuencia:
SSSGP−IGP−II'( CuAl2)
SSS: Solución sólida sobresaturada. A partir de esta solución aparece un precipitado metaestable GP−I (que
procede de Guinier Preston, descubridor de estas estructuras). Éste evoluciona hacia otro precipitado
metaestable GP−II. La siguiente evolución es hacia una fase ', y finalmente el sistema evoluciona hacia la
fase estable .
(Véase ejercicio del duraluminio. Regla de la palanca)
es el precipitado de equilibrio de la aleación Al−Cu, pero no es la que produce el endurecimiento. Se dice
que la fase es igual a CuAl2 porque a temperatura ambiente tiene esta composición estequiométrica.
Aclaración: En líneas anteriores a la fase se la denotó como fase (a partir de ahora utilizaremos para
referirnos a dicha fase).
La fase mayoritaria (matriz) forma los granos del agregado policristalino. La fase minoritaria aparece como
fase dispersa en los granos de o en los límites de grano (véase figura 22).
Esta aleación es blanda. Para endurecerla hay que someterla a un tratamiento de bonificado. Primero elevamos
la muestra hasta una temperatura en la que sólo exista la fase . Entonces hacemos descender bruscamente la
temperatura, de modo que no haya tiempo para que se formen granos de la fase , y esta fase quede disuelta
en . Lo que tendremos entonces será una solución sólida sobresaturada (SSS), porque tendremos una
composición de elementos de soluto disueltos en el disolvente superior a la solubilidad que indique el
diagrama de equilibrio para la temperatura correspondiente. Después de esto elevamos la temperatura dentro
del campo bifásico sin llegar a la línea de solvus. Supongamos que nos quedamos a 180ºC:
Partimos de la SSS. El primer precipitado que va a aparecer es el GP−I (debido al tratamiento de maduración),
que está compuesto por átomos de Cu que se agrupan formando un disco que tiene aproximadamente 2 o 3 nm
de espesor y entre 8 y 10 nm de diámetro (véase figura 23).
Esta zona de precipitación es totalmente coherente con la matriz. Estas zonas se forman sobre los planos (1 0
0) del aluminio. En realidad, lo que hacemos es desplazar átomos de Al, para que esta posición la ocupen
átomos de Cu. Estos átomos de Cu tienen un radio atómico aproximadamente un 11% menor que el aluminio,
lo que genera en el entorno un campo de deformaciones elásticas de tracción (como muestra la figura 24).
Estos precipitados se detectan en el microscopio electrónico de transmisión, y en realidad se detectan por los
campos de deformación que generan a su alrededor.
Si en el tratamiento de maduración, el tiempo al que se tiene el precipitado a esa temperatura es lo
suficientemente grande, aparece entonces un nuevo precipitado GP−2 (también denotado por ''), que también
tiene forma de disco, de 150 nm de diámetro y 15 nm de espesor aproximadamente, pero que tiene estructura
tetragonal FCC, distinta a la de la matriz. Además, en esta estructura tetragonal, distinta a la de la matriz, hay
mezclados átomos de Cu y de Al. En este disco, a lo largo de todo el espesor, la intercara es incoherente, pero
a lo largo de las otras caras del disco es coherente. Esta estructura GP−II es la que produce una mayor dureza
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en el material. Esta estructura se puede mantener provocando un enfriamiento más o menos brusco para
mantener la estructura a temperatura ambiente (para una determinada composición deseada de este
precipitado).
Si en lugar de enfriar la aleación, esa temperatura se mantiene tras precipitar GP−II (''), se forma otro
precipitado ', tetragonal y totalmente incoherente con la matriz, y cuyos parámetros de red son:
a=b=4,04 Amstrongs
c=5,08 Amstrongs
Si todavía mantenemos el duraluminio más tiempo a esa temperatura, aparecerá la fase de equilibrio
(CuAl2), también tetragonal y totalmente incoherente con la matriz, pero de parámetros de red distintos:
a=b=6,06 Amstrongs
c=4,87 Amstrongs
Esta fase tiene un tamaño mayor que la fase previa.
(Figura 25 o fotocopia EP8): representa la dureza Vickers en función del tiempo de maduración. En la figura
26 se observa la formación de las diferentes fases según temperatura y tiempo. Cuando aparece la fase
metaestable GP−II, entonces la dureza es máxima. Se aprecia que a 190ºC no aparece la fase GP−I. Esto se
debe a que cada precipitado tiene su línea de solvus.
CARACTERÍSTICAS GENERALES DEL PROCESO DE ENDURECIMIENTO POR
PRECIPITACIÓN
• Las primeras fases que aparecen son coherentes, pero se van a formar posteriormente fases incoherentes,
mediante un proceso de nucleación y crecimiento. Las partículas precipitadas que nuclean más
tempranamente durante el tratamiento térmico de envejecimiento son coherentes con la matriz y son fases
metaestables que pueden formarse más rápidamente que la fase de equilibrio.
• La dureza y resistencia aumentan hasta alcanzar un valor máximo (denominado pico de dureza) en la
gráfica dureza−tiempo para una temperatura de maduración determinada. Este pico ocurre para una
distribución y tamaño óptimos y para un grado de coherencia.
• Si se sobrepasa el tiempo para el cual se alcanza el pico máximo, o si se sobrepasa la temperatura, la dureza
empieza a disminuir. Se dice entonces que la aleación se ha sobremadurado o sobreenvejecido
(overaging). Esto es atribuido a la pérdida de coherencia de las partículas precipitadas. Cuanto mayor sea la
temperatura antes se alcanzará el sobreenvejecimiento, y el pico de dureza será más pequeño.
• Altas temperaturas de maduración o prolongadas permanencias a temperaturas inferiores producen
esferoidización de los precipitados si estos presentan formas poliédricas, para poder así reducir la relación
S/V (Superficie/Volumen). Este proceso suele ir acompañado de una aparente coalescencia de los
precipitados, es decir, la redisolución de los precipitados de pequeño tamaño y el crecimiento de los granos
grandes de precipitado a expensas de los átomos redisueltos (Ostwald Ripening).
Aleaciones de base aluminio que sufren este tipo de envejecimiento por precipitación:
Al−Cu; Al−Zn; Al−Mg−Si; Al−Zn−Mg
A todas estas familias de aleaciones se las denomina Aleaciones de aluminio de alta resistencia.
Dentro de las aleaciones de aluminio podemos distinguir dos grupos:
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• De forja: Tratables térmicamente (por tratamiento de endurecimiento estructural).
• De moldeo: No tratables térmicamente.
Cada familia se designa por 4 números:
El primer número indica el tipo de elemento aleante:
Serie 1000: 99% Al con impurezas de otros elementos.
Serie 2000: Aleaciones Al−Cu.
Serie 6000: Aleaciones Al−Mg−Si.
Serie 7000: Aleaciones Al−Zn.
Valores fotocopia EP7:
R (kg/mm2)= Límite elástico.
(O): Recocido de recristalización.
(T6): Tratamiento de maduración artificial.
(T4): Tratamiento de maduración natural.
RY= Resistencia a la tracción.
Estas aleaciones de alta resistencia se usan para fabricar aviones, cohetes...
Otras aleaciones que pueden sufrir este tipo de endurecimiento mediante bonificación son las siguientes
(primero se escribirá la base mayoritaria):
Cu−Be; Cu−Cr; Pb−Sb−Sn
Aceros MARAGING: Se descubrieron en 1960.
Ni−Mo; Fe−Ti
Son los mas duros, con RM"2000 Mpa
Tienen estructura martensítica sumada a un endurecimiento por precipitación.
El límite de utilización de estas aleaciones es la temperatura de maduración, ya que por encima de esta
temperatura perderían las propiedades de endurecimiento que les confería el tratamiento térmico. Sin
embargo, por debajo de la temperatura de maduración no se pierden estas propiedades (por lo cual ese es el
rango de temperaturas de trabajo de las aleaciones).
Las aleaciones de aluminio no deben ser soldadas. Hay algunas que se pueden soldar, pero deberán ser
sometidas a un tratamiento post−soldadura, para evitar así la pérdida de dureza.
6) Endurecimiento por dispersión de partículas de óxido (Y2O3):
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Consiste en adicionar a la aleación partículas de óxido de pequeño tamaño. Esta adición suele ser de carácter
mecánico. Se añade en muy pequeña proporción. A las aleaciones endurecidas de esta manera se las denomina
ODS (Oxyde−Disperssion−Strenghed).
Por ser un precipitado incoherente con la matriz, el endurecimiento es pequeño. La ventaja es que esta
partículas resisten mejor las altas temperaturas. Este endurecimiento se realiza en las aleaciones resistentes a
las altas temperaturas, que son fundamentalmente dos: las de base Niquel y las de base Cobalto.
Dentro de las aleaciones de base Niquel, unas de las más conocidas son las INCONEL MA 754 (endurecidas
con óxido de Ytrio Y2O3). Se utilizan en álabes de turbina, intercambiadores de calor, etc.
7) Endurecimiento por vacantes:
Si tenemos un metal puro y elevamos la temperatura (sin llegar a la línea de líquidus), se generan gran
cantidad de vacantes. La formación de vacantes sigue la ecuación de Arrhenius:
V=K*e−Q/(R*T)
Q= Energía de activación.
T= Temperatura de formación de vacantes (K).
R= Constante de los gases ideales.
Para retener las vacantes se hace un descenso brusco de la temperatura (hipertemple). Así podremos mantener
estas vacantes a temperatura ambiente. Las vacantes actúan de forma análoga a los precipitados, pero con
mucha menor eficacia que éstos; es decir, son un obstáculo físico para el avance de las dislocaciones, pero en
menor medida que los precipitados. Las vacantes también se desplazan, e interactúan con las dislocaciones
por un fenómeno de ascenso. En este fenómeno las dislocaciones no se mueven por planos de deslizamiento.
Cuando se produce el ascenso de las dislocaciones, disminuye la movilidad de éstas (su posibilidad de
deslizamiento es menor). Esto provoca un endurecimiento del material (es más difícil deformar plásticamente
el material).
Mecanismo de ascenso (positivo): Las vacantes cambian sus posiciones con los átomos del semiplano extra
(se produce átomo por átomo). Esto puede concluir con la desaparición de los átomos del semiplano extra
(cuando interactúa con muchas vacantes). Este fenómeno se representa gráficamente en la figura 27.
El efecto contrario al ascenso positivo de dislocaciones se denomina ascenso negativo. En este fenómeno, lo
que ocurre es un alargamiento del tamaño de las dislocaciones al formarse las vacantes, pasando átomos de la
estructura del material al semiplano extra (y así se consigue alargar el semiplano, como se muestra en la figura
28).
Para que se produzca este fenómeno de ascenso (tanto positivo como negativo) se requiere una activación
térmica, es decir, un aumento de la temperatura.
También se pueden formar vacantes en un material irradiándolo con partículas de alta energía (neutrones).
Esto se da en las vainas que contienen a las pastillas de uranio en las centrales nucleares (se endurecen, pero
se reduce su tenacidad).
Si tenemos una solución sólida sustitucional podemos crear vacantes haciendo un hipertemple.
Si la solución es sólida intersticial, también se pueden formar vacantes pero, con el tiempo, se puede producir
40
un efecto cooperativo entre las vacantes y los átomos intersticiales.
Se forma un clúster (condensación) o asociación de vacantes, que son zonas de fácil precipitación. Las
vacantes difunden ala misma velocidad que los átomos sustitucionales ("). Podemos concluir que los átomos
intersticiales difunden más rápido que los átomos sustitucionales y que las vacantes.
Una vez formadas las vacantes por calentamiento e hipertemple, tras un cierto tiempo, las vacantes interactúan
con las dislocaciones y forman un clúster. Si el átomo de la red y el intersticial son muy afines químicamente
(y sólo en esta situación), éstos tienden a precipitar en los clúster de vacantes, formando un compuesto
intermetálico. Si aparecen estos precipitados el endurecimiento es mucho mayor.
Esto se da en la ferrita hipertemplada si se deja envejecer a temperatura ambiente (aparecen carbonitruros):
ACERO EXTRDULCE.
Mecanismo de endurecimiento en el que participan dos efectos:
STRAIN AGING
Al ver las curvas de tracción de los aceros de muy bajo contenido en carbono se observa este fenómeno de
cedencia. Esto se va a dar en aceros agrios en los cuales el contenido en C y N es bajo; en muchos casos, la
suma de la cantidad de ambos elementos no supera el 0,005% en peso.
La aparición de la zona de cedencia es debida a que se forman atmósferas de Cotrell, previamente a la
realización del ensayo, entre estos átomos intersticiales y las zonas de deformación de las dislocaciones.
Este esfuerzo (límite elástico superior) es el esfuerzo necesario para desanclar las atmósferas (eliminar o
desplazar las dislocaciones de esas zonas donde están concentrados los átomos de soluto intersticial).
Para desanclar las atmósferas se requiere un esfuerzo mayor que si no estuvieran actuando los átomos
intersticiales. Por eso, una vez desancladas las atmósferas de Cotrell, el esfuerzo necesario para mover las
dislocaciones es menor.
El tramo ondulado de la zona de cedencia está asociado a la aparición de unas marcas de deformación
macroscópicas que aparecen en la zona de deformación de la probeta y que se llaman bandas de Luders.
Estas bandas de deformación aparecen en un punto de concentración de esfuerzos, generalmente en la zona de
sujeción de las mordazas, y se van propagando a lo largo de ese tramo ondulado hasta cubrir todo el tramo de
deformación plástica uniforme de la probeta (véase figura 29).
Cuando las bandas han ocupado toda esta zona, entonces continúa la deformación plástica, es decir, que para
seguir deformando la probeta hay que aplicar un mayor esfuerzo.
Estas bandas de deformación corresponden al desanclaje de las atmósferas de Cotrell. Se van desanclando
primero las zonas donde hay menor concentración de esfuerzos, y luego continúa por otras zonas. Cuando
continúa la deformación plástica (zona en rojo de la figura 29), las bandas de deformación desaparecen.
Este fenómeno es importante porque esta deformación también puede aparecer durante el conformado de
piezas de acero. El 40% del acero que se utiliza en el mundo es ferrítico (%C=0,02%). Éste es el acero que se
utiliza para la carrocería de los automóviles.
Las bandas de Luders aparecen en las carrocerías porque se hace estampación. Partimos de una bobina de
chapa laminada en frío (tiene dislocaciones). Si entre que se hizo la laminación en frío de la chapa y el tiempo
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que estuvo almacenada se formaron atmósferas de Cotrell, aparecerán las bandas de deformación. Para
evitarlo se hace un estirado previo. Ese estirado previo es suficiente para que no exista deformación en la
chapa.
Si volvemos a dejar la chapa en el almacén durante un tiempo más o menos prolongado (pongamos por
ejemplo dos meses) volverán a aparecer las bandas de deformación. Este estirado previo hay que hacerlo justo
cuando se vaya a realizar la estampación (véase figura 30).
Traccionamos la probeta, hasta que al llegar a D la liberamos. La volvemos a someter a un esfuerzo de
tracción, con lo que el límite elástico es el mismo que en el caso anterior (D).
(Figura 31): Si dejamos pasar tiempo entre estas dos etapas de tracción, se forman atmósferas de Cotrell, y el
límite elástico que obtenemos es mayor (F).
Concluimos que en el STRAIN AGING intervienen dos fenómenos: La acritud y la presencia de atmósferas
de Cotrell.
UNIDAD TEMÁTICA 2
EFECTO DE LA TEMPERATURA EN LOS MATERIALES METÁLICOS
• RECRISTALIZACIÓN DE MATERIALES.
• TERMOFLUENCIA.
• CONFORMADO DE MATERIALES EN CALIENTE. CONFORMADO EN FRÍO.
RECRISTALIZACIÓN
• la deformación en frío confiere acritud a los minerales metálicos. El estado agrio supone un aumento de
energía respecto a la del agregado policristalino no deformado en frío. Las estructuras agrias tienden a
evolucionar hacia otras con menor número de dislocaciones.
• Los cristales agrios no ceden espontáneamente su exceso de energía para pasar a cristales regulares. Para
ello se requiere una energía de activación, comunicada por calentamiento externo, y un proceso de difusión
de átomos a la temperatura de calentamiento.
• El tratamiento térmico para eliminar la acritud de un material metálico o aleación, es el recocido contra
acritud o recocido de recristalización.
• Cuando un metal, suficientemente deformado en frío, es sometido a un calentamiento adecuado, se
recuperan paulatinamente las propiedades mecánicas que presentaba el metal antes de la deformación.
El recocido de recristalización provoca un cambio de microestructura que disminuye la dureza del material, el
límite elástico y la resistencia a la tracción, aumenta su ductilidad, e incluso cambia su estructura.
• La recuperación plena de las propiedades está vinculada a la aparición de una nueva estructura de granos
regulares, formada a partir de la estructura agria. Esto quiere decir que el cambio de microestructura que
produce el recocido de recristalización hace que desaparezca la estructura agria y que aparezca una nueva
estructura formada por cristales, sin defectos, que recibe el nombre de estructura recristalizada.
Para que aparezca esta estructura recristalizada, el recocido ha tenido que superar una determinada
temperatura, denominada temperatura de recristalización primaria estática, que no es una temperatura
constante en el material, sino que depende del grado de acritud previo al recocido.
Ejemplo: El latón tiene granos equiaxiales; no es una estructura agria.
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(Véase parte de atrás de la hoja 2.1). En la figura a, sabemos que el material ya está deformado porque en la
superficie del material aparecen bandas de deslizamiento. El material es agrio, ya que son debidas a una gran
cantidad de dislocaciones que afloran en la superficie del material. Los granos están orientados en la dirección
de máxima deformación (es decir, están alargados, como se muestra en la figura 32). Tienen una textura:
orientación preferente de los granos dentro del agregado policristalino.
La figura b corresponde al inicio de la recristalización. Entre las figuras b y c, desaparecerán las bandas de
deformación. La figura c muestra los núcleos de los granos recristalizados. En la figura d, continúa la
recristalización hasta que todo el material está formado por núcleos de recristalización. La figura e
corresponde al crecimiento del tamaño de grano de esos núcleos. Si a la vez que el grano está recristalizado
mantenemos el tiempo de ese recocido de recristalización, se produce un aumento del tamaño de grano. La
figura f indica la estructura final.
(Hoja 2.1 por delante). Antes de que se produzca la recristalización en el material, existe un etapa previa a
temperaturas que están por debajo de la temperatura de recristalización, donde se da otro mecanismo (o
fenómeno) que se denomina restauración, y la etapa se denomina etapa de restauración.
La etapa posterior a la recristalización corresponde a un aumento del tamaño de grano. Las propiedades
mecánicas apenas varían.
En la etapa de restauración tampoco varían las propiedades mecánicas; en esta etapa sólo se recuperan las
propiedades eléctricas. Únicamente en la recristalización hay una recuperación apreciable de las propiedades
mecánicas del material.
Las tres etapas también se presentan para igual temperatura de tratamiento térmico, pero en distinto intervalo
de tiempo. Primero aparece la restauración, luego la recristalización, y por último se produce un aumento del
tamaño de grano.
(Fotocopia 2.2; Restauración): Es posible tener un recocido de restauración sin llegar a recristalizar el
material. Esto se puede conseguir a temperaturas por debajo de la temperatura de recristalización, o bien
realizando un tratamiento a temperatura de recristalización durante poco tiempo.
Esta etapa se puede eliminar metiendo la probeta en un horno que se encuentre a temperatura de
recristalización. De esta manera la temperatura de la probeta se elevará rápidamente. Esto se hace controlando
la velocidad de calentamiento del material. De todos modos, esta etapa no se puede eliminar totalmente, pero
es factible conseguir que su duración sea de unos pocos minutos.
Durante esta etapa no se modifica la estructura cristalina correspondiente al estado agrio. Nos referimos a la
orientación que adquieren los planos que forman la estructura dentro de los granos.
Esa estructura cristalina se indica con la familia de planos que se orienta en la dirección de máxima
deformación del material.
Las texturas cristalinas se identifican con difracción de rayos X. El alargamiento de los granos si que se
aprecia.
• Durante el recocido de restauración se observa un desprendimiento de energía.
• Se produce una eliminación de tensiones internas. Macrotensiones: Tensiones que se inducen en el material
mediante esfuerzos mecánicos. Microtensiones: Capas de deformación que hay justo en torno a las
dislocaciones. El valor máximo de todas las tensiones internas es el límite elástico.
• Se recuperan las propiedades eléctricas porque durante la deformación en frío hay ciertas propiedades que
habían variado, como la conductividad eléctrica (que en un principio habría disminuido). Se obtienen los
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mismos valores de conductividad eléctrica que había antes de la deformación en frío.
• La recuperación de las propiedades mecánicas es mínima.
Si en el material no hay aparentemente modificación de la estructura, entonces habrá que preguntarse cómo es
posible que se produzca variación de las propiedades del material.
Realmente se produce una variación de la estructura, a través de un mecanismo que se denomina
poligonización. La poligonización es una reordenación de las dislocaciones existentes, de manera que al final
de la reordenación , existe una disminución del contenido energético, porque se produce la anulación parcial
de campos de deformación de unas dislocaciones con otras (se contrarrestan en parte).
Las dislocaciones de borde se colocan unas debajo de otras, formando una columna (como se puede apreciar
en la figura 33). Este mecanismo requiere una activación térmica.
Cuando tenemos muchas dislocaciones en el mismo plano, las dislocaciones del mismo signo se repelen e
impiden que se muevan. Con la activación térmica conseguimos que la movilidad sea mayor y, sobre todo,
conseguimos que se dé el mecanismo de ascenso de dislocaciones, lo que permite una reorientación como la
vista en la figura anterior.
Síntesis: La poligonización activa el deslizamiento, y además consigue que se produzca el mecanismo de
ascenso de las dislocaciones.
Van a tener mayor facilidad para este mecanismo de poligonización aquellos materiales que tienen elevada
energía de defectos de apilamiento, como el aluminio. Otro elemento importante que restaura con facilidad es
la ferrita (Fe− BCC).
Restauran con poca facilidad aquellos materiales con baja energía de defectos de apilamiento (Ni, Cu y
austenita [Fe], ambos FCC).
La nueva reordenación de las dislocaciones provoca en el material la aparición de subgranos, que son la
frontera (porciones dentro de un grano) entre dos zonas de un cristal que tienen una desorientación entre sí
menor de 10º. Estos subgranos se observan mediante microscopía de transmisión.
Lo que realmente varía las propiedades es la aparición de estos subgranos, que se forman debido al
mecanismo de poligonización.
El defecto de apilamiento es una defecto que se define como una falta de ordenamiento en la secuencia de
planos compactos de un material.
ABCAB_ABC (desaparición de C)
Esto viene de que una dislocación perfecta de borde se separa en dos dislocaciones imperfectas. Depende de la
separación que hay entre dos dislocaciones imperfectas.
Hay materiales donde ese defecto lleva almacenada poca energía, y otros donde tienen una alta energía
almacenada.
Al: 200 ergios/cm2
Ni: 80 ergios/cm2
Cu: 40 ergios/cm2
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Au: 30 ergios/cm2
Latón−: 20 ergios/cm2
Austenita: 13 ergios/cm2
Cuanto mayor energía asociada a este defecto más fácil es que el material poligonice, porque durante la
poligonización los defectos desaparecen.
Segunda etapa: Periodo de recristalización (fotocopia 2.3).
En esta etapa, debemos tener en cuenta la temperatura que es necesaria para recristalizar el material, el tiempo
que tiene que estar este material a esta temperatura, y el grado de acritud previa del material.
Para un grado de acritud determinado en el material, para una temperatura determinada y para un tiempo
determinado, se produce recristalización primaria estática. Esta temperatura depende del grado de acritud
previa. Ese grado de acritud que es necesario para la recristalización del material a esa temperatura se llama
acritud crítica para la temperatura T.
La temperatura de recristalización depende también del grado de pureza. A mayor impureza de material habrá
una mayor temperatura de recristalización. Para igual grado de acritud, un metal puro tiene inferior
temperatura de recristalización que para el mismo material con impurezas.
A nivel industrial, la temperatura de recristalización se corresponde con tratamientos de una hora de duración.
La correlación entre tiempos y temperaturas es la siguiente:
1/t=A*e−Q/(R*T)
Afecta mucho más la temperatura que el tiempo. Duplicar el tiempo de tratamiento equivale a elevar la
temperatura sólo unos pocos grados.
La temperatura de recristalización tiene que ver con la temperatura de fusión. La recristalización no supone
cambio de fase alotrópico (no hay fusión; no hay cambio de estructura cristalina).
Lo que hay es un cambio de las propiedades y de la estructura (de granos libres de defectos).
La temperatura de recristalización varía en la misma dirección que la temperatura de fusión.
La estructura cambia a partir de la nucleación y crecimiento de los cristales (granos) del material, que se
produce gracias a la difusión atómica. Por eso es necesario la activación térmica para que la difusión sea
importante.
La temperatura de fusión es una medida de la rigidez del enlace, igual que el módulo de Young. Un átomo
difundirá más fácilmente cuanto más fuerte sea el enlace.
La recristalización es un proceso irreversible, ya que el estado de recristalización es un estado de equilibrio.
No se vuelve al estado agrio, a no ser que se deforme en frío.
Durante la recristalización se recuperan totalmente las propiedades mecánicas y se produce un afino del
tamaño de grano.
Cuando se ha producido la recristalización total del volumen del material, el tamaño de grano es menor que
45
antes de la deformación en frío.
Ese tamaño de grano irá aumentando si se mantiene la temperatura de recristalización.
(Fotocopia 2.3 por detrás). Nucleación de granos recristalizados.
En la mayor parte de los casos la segunda etapa es un mecanismo de nucleación y crecimiento (mecanismo
que produce la recristalización).
En este mecanismo vamos a necesitar un tiempo de incubación para formar un núcleo recristalizado, que es
una porción de esa matriz que se encuentra libre de defectos (sin dislocaciones). Estas dislocaciones
desaparecen porque la activación térmica las elimina.
Una vez que el núcleo se ha formado, el límite de grano se desplaza, y este movimiento es debido a que los
átomos de la matriz agria difunden y atraviesan la frontera entre la matriz agria y la zona recristalizada, y se
unen al germen de recristalización. Se van incorporando nuevos átomos a la zona libre de defectos (véase la
figura 34).
Los núcleos de recristalización se forman en zonas de alto contenido energético, de alto desorden (como los
límites de grano).
Si hay segundas fases en la matriz, también las zonas donde cambia la fase (límites de fase) son zonas de alta
energía. Lo mismo ocurre en las zonas de intrusión−matriz.
Cuanta mayor sea la acritud para una temperatura de recristalización dada y para un tiempo dado, mayor va a
ser el número de núcleos de recristalización y, por lo tanto, el tamaño de grano promedio de esa estructura
recristalizada va a ser más pequeño. De esto se deduce que la energía inductora de la recristalización es la
acritud, ya que cuanto mayor sea el número de defectos, mayor número de núcleos de recristalización se
formarán a una temperatura y tiempo determinados.
Influencia de los precipitados
De gran tamaño: Las interfases son incoherentes. Favorecen la nucleación y no obstaculizan el crecimiento de
los nuevos núcleos. El tamaño de grano será de micras. La interfase es incoherente con la matriz, y es una
zona de alto desorden (elevado contenido energético), y por tanto favorece la nucleación.
De pequeño tamaño: Estos precipitados tienen un tamaño medio de nanómetros. Estos precipitados se
consiguen mediante un tratamiento térmico de bonificación.
Tienen interfases coherentes y semicoherentes, y por tanto campos de deformación elástica elevados en el
entorno del precipitado. Estos impiden el movimiento de las dislocaciones, y por tanto impiden que el germen
de interfase (límite de fase está formado por conjuntos de dislocaciones), también llamado límite de germen
recristalizado, se desplace.
En cuanto a la nucleación, no se dan zonas de nucleación preferente, ya que al ser coherente el precipitado, el
límite entre el precipitado y la matriz no es un límite de fase, por lo que no hay una zona de alta energía
preferente para la nucleación.
Existen otros mecanismos de nucleación:
Nucleación de Beck: Empieza muy rápidamente, sin que se lleguen a formar núcleos de recristalización.
Simplemente, lo que ocurre es que algunos granos poco agrios, que tienen muy pocas dislocaciones en su
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interior, desplazan sus límites y se introducen en los granos contiguos más agrios, y en este desplazamiento,
las zonas de los granos contiguos que se comen quedan libres de deformación. Se dan en casos muy raros. Se
producen de manera conjunta con el fenómeno anterior si por sí sólo es capaz de recristalizar el material.
En aleaciones que poligonizan con facilidad se produce otro mecanismo: La recristalización no comienza de
manera rápida, pero tampoco se ajusta al modelo clásico de nucleación y crecimiento. Poligonizan con
facilidad y por lo tanto forman subgranos antes de alcanzar la temperatura de recristalización. Estos subgranos
tienen un límite formado por pocas dislocaciones que sirven para separar dos zonas cristalizadas con
orientación cristalográfica distinta.
A medida que sigue activando térmicamente el material, en las subjuntas de grano cada vez se separan zonas
de mayor desorientación, y cuando la desorientación supera los 30º−40º, se convierten en núcleos de
recristalización.
Nota: Estos dos últimos mecanismos no entran en el examen.
Textura de recristalización previa: Véase la definición en los apuntes.
Si el grado de deformación previo del material antes del recocido de recristalización es moderado, y la
temperatura de recristalización no es muy alta, los granos no presentan orientación preferente, y por lo tanto
no hay textura de recristalización.
Por el contrario, si hay materiales que han sufrido una fuerte deformación en frío y han sido recocidos a altas
temperaturas de recristalización, o a temperaturas no tan elevadas pero a tiempos muy prolongados, tenemos
una fuerte textura de recristalización primaria.
Leyes de la recristalización: (Fotocopia 2.4). Vamos a analizar la correlación que existe entre la temperatura
de recristalización y, el tamaño de grano recristalizado y el nivel de acritud que presenta el material
previamente a la recristalización, para un tiempo de recristalización constante.
Es necesario una acritud mínima (crítica) para poder realizar la recristalización primaria isotérmica de una
aleación a la temperatura T. Es decir, no siempre hay recristalización para una temperatura de recocido. Se
necesita una acritud mínima. Si el nivel de acritud no es suficiente para recristalizar, en las mismas
condiciones y para temperaturas y/o tiempos inferiores tampoco recristalizará, pero para temperaturas y/o
tiempos superiores puede ser puede ser o no que recristalice.
La fuerza inductora de la recristalización es la acritud.
Para una temperatura dada, el tamaño de grano cristalizado va a ser menor cuanto mayor sea el grado de
acritud previa. Como ejemplo, si tenemos dos muestras de una aleación, una con un 20% CW (trabajo en frío),
y otra con un 40% CW, a una temperatura de 600ºC durante una hora, suponiendo que esta temperatura sea
suficiente para recristalizar, con el mismo tratamiento, tendrá menor tamaño de grano la muestra que tenga
mayor acritud, es decir, la que tiene un 40% CW.
Para materiales que poligonizan previamente a la recristalización (restauran), puede ser que hayamos perdido
mucha acritud en la etapa previa a la recristalización, es decir, que la restauración puede llegar a inhibir el
proceso de recristalización.
Supongamos dos muestras de distintos materiales (Cu y Al) con igual nivel de trabajo en frío (40% CW). Si
los sometemos al mismo recocido de recristalización a 600ºC durante una hora, en principio diríamos que van
a tener un mismo tamaño de grano recristalizado. Lo que pasa es que el aluminio restaura con gran facilidad, y
aunque la temperatura aumente muy rápido, el material va a restaurar igual, y al final el tamaño de grano va a
47
ser mayor porque existirá menor grado de acritud.
Para un mismo grado de acritud, al aumentar el tiempo de tratamiento isotérmico, disminuye la temperatura
necesaria para poder recristalizar.
1/t=A*e−Q/(R*T)
Si la temperatura de recristalización es mayor, el material recristaliza antes, y sobra energía que se engloba en
la etapa de aumento del tamaño de grano. Supongamos dos muestras del mismo material (Al)con 40% CW,
sometidas a recocido de recristalización durante una hora, una muestra a 600ºC y otra a 400ºC. Tendrá mayor
tamaño de grano el aluminio del primer caso porque está sometido a una temperatura mayor.
La recristalización equivalente es aquella que se hace con el mismo recocido, a igual temperatura y tiempo, y
con el mismo grano recristalizado. La figura 35 muestra dos probetas del mismo material con distinto tamaño
de grano, uno con índice ASTM=2 y el otro tiene índice ASTM=12. Se someten ambas a un recocido de
recristalización a 600ºC durante una hora. Para que tengan el mismo tamaño de grano habrá que realizar una
mayor deformación en frío en la muestra que tenga mayor tamaño de grano (por ejemplo 40% CW en la
primera muestra y 20% CW en la segunda).
Esto se debe a que la formación de los núcleos de recristalización se origina en los límites de grano, macla,
etc. Cuanto mayor es el tamaño de grano, menor es la relación entre la superficie del tamaño de grano por
unidad de volumen.
La temperatura de recristalización disminuye con la pureza del material metálico. Es distinto tener una
muestra con 100% de contenido en Cu que tener otra con un 99,5% Cu y 0,5% Al. Ésta última se considerará
como impureza porque el Al se encuentra en forma de solución sólida sustitucional. Esto endurece al material,
porque genera en el entorno del material campos de deformación elástica, que retrasa el movimiento de los
límites de grano recristalizados (retrasan la segunda etapa de la recristalización). Por eso la temperatura
necesaria para la recristalización es mayor.
Una vez finalizada la recristalización, el mantenimiento de la activación térmica (temperatura), produce un
aumento del tamaño de grano.
Nota: Este tema se estudiará por las fotocopias o por el libro de Pero Sanz.
Cinética de la recristalización primaria: La ecuación de Avrami (fotocopia 2.5) relaciona el tiempo de
recocido con la fracción volumétrica del material recristalizado (XV).
XV=1−exp(−B*tK)
B y K son constantes independientes del tiempo.
t es el tiempo de recocido de recristalización.
Si representamos XV frente al tiempo obtenemos una curva en forma de S.
Características:
• No aparecen granos recristalizados.
• La nucleación es la incubación de los gérmenes de recristalización.
• La curva tiene forma de S hasta llegar al 100% de la recristalización.
48
Se define por convenio que el tiempo de recristalización va a ser el necesario para obtener el 50% de
estructura recristalizada. En la mayor parte de los materiales la velocidad de recristalización tiene que ver con
la ecuación de Arrhenius.
La velocidad aumenta de forma exponencial a la temperatura. Siempre que tenemos el término
correspondiente a la ecuación de Arrhenius, exp[−Q/(R*T)], sabemos que el mecanismo que subyace es la
difusión atómica.
Cuanto más alta sea la temperatura de recristalización, el tiempo de nucleación será menor, y también será
menor el tiempo necesario para completar la recristalización (fotocopia 2.5 por detrás).
El efecto de la temperatura influye en las dos etapas, tanto en la de incubación, como en la de crecimiento de
grano (se visualizan mejor en escala logarítmica).
La ecuación de Avrami no sólo sirve para la recristalización, sino que dicha correlación entre XV y el tiempo
valen también para cualquier otra transformación en estado sólido, como por ejemplo para las
transformaciones de fase.
Hay casos en los que la recristalización no sigue la ecuación de Avrami:
En aleaciones que poligonizan de forma importante antes de recristalizar, por lo que se pierde acritud. La
cinética de recristalización no sigue la ecuación de Avrami.
Cuando se dan circunstancias que alejan el sistema del sistema ideal en el que se basa el modelo de Avrami.
Este modelo ideal supone que el crecimiento de núcleos es continuo y que se produce a igual velocidad en
todas las direcciones.
Periodo de crecimiento de los granos recristalizados: (Fotocopia 2.4 por detrás). Es la tercera etapa que
aparece en los recocidos de recristalización. Si mantenemos la temperatura un cierto tiempo después de haber
terminado la recristalización. Esto produce un aumento del tamaño de grano recristalizado.
Esto se hace para minimizar la relación: Superficie del límite de grano/Unidad de volumen. Así, el contenido
energético total del cristal será menor, consiguiéndose una situación de mayor equilibrio.
Se observa que para una temperatura dada se alcanza un tamaño de grano de equilibrio (el aumento de tamaño
de grano se detiene), que es un tamaño de grano estable.
Una vez alcanzado ese tamaño de grano de equilibrio, si aumentamos la temperatura, el sistema vuelve a
evolucionar hacia un tamaño de grano mayor. Este nuevo aumento de tamaño de grano estará más favorecido
a medida que los tamaños de grano son más diversos (Véase figura 36).
En condiciones en las cuáles los puntos triples (correspondientes a la unión de tres granos) tienen una
separación de 120º, el contenido energético de los límites es menor (véase figura 37).
En esa etapa de crecimiento del tamaño de grano, los granos grandes van a crecer a expensas de los granos
pequeños, que desaparecerán. Esto se debe a que los límites de grano tienden a desplazarse hacia sus centros
de curvatura.
En aquellas aleaciones que no poligonizan con facilidad, en esta etapa de crecimiento de tamaño de grano se
van a formar maclas de recocido. Estos límites de macla van a tener un contenido energético muy bajo, del
orden de un 5% del límite de grano normal de la estructura. Entonces al sistema le resulta más fácil formar
maclas de recocido que reducir la superficie del límite de grano.
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En las aleaciones que tienen elevada energía de defectos de apilamiento, el límite de macla tiene una energía
del 20% del límite de grano, y ya no es tan favorable formar maclas desde el punto de vista energético.
Factores que impiden esta etapa de crecimiento del tamaño de grano:
• Segregaciones en el límite de grano: Si en el límite de grano hay granos segregados, éstos contribuyen a
fijar el límite, impidiendo que se mueva, y por tanto dificultan el aumento del tamaño de grano. Los átomos
que se suelen segregar en los límites de grano son los de pequeño tamaño (C, N, S,...).
• Si tenemos texturas de recristalización primaria muy pronunciada también se impide el crecimiento
continuo en esta etapa.
• Presencia de fases dispersas de pequeño tamaño.
• Pequeño espesor de la muestra: A pesar de que la estructura inicial es equiaxial, se produce un cierto
alargamiento, que en estructuras de poco espesor de la chapa, el diámetro medio de grano estará limitado
por el tamaño (véase figura 38).
Este crecimiento de grano en la tercera etapa no es indefinido, porque para una temperatura dada hay un
tiempo para el cual se alcanza un equilibrio.
RECRISTALIZACIÓN SECUNDARIA
Hay un crecimiento discontinuo del tamaño de grano, debido a que existe una fuerte inhibición del
crecimiento continuo de grano.
Los granos secundarios no proceden de una nueva recristalización. Son granos recristalizados que crecen
desproporcionadamente a expensas de sus vecinos (CRECIMIENTO CANIBALÍSTICO).
Suelen tener orientaciones cristalográficas que difieren mucho de la textura media de recristalización primaria.
El crecimiento de estos granos llega a producir una pronunciada textura, que se denomina textura de
recristalización secundaria (véase figura 39).
Para que se produzca es necesario sobrepasar una cierta temperatura mínima.
El tratamiento que elimina la acritud de los materiales es el recocido de recristalización, pero también existe
otro tratamiento, que es el recocido de restauración, que produce un ablandamiento en la estructura agria, sin
que ésta llegue a recristalizar.
Es un tratamiento viable solamente en aquellas estructuras que poligonicen con facilidad. Las temperaturas de
restauración son más bajas que las de recristalización, y el tiempo suele ser más prolongado.
Es un recocido que se da normalmente entre etapas de deformación en frío.
DEFORMACIÓN A ALTA TEMPERATURA
(Fotocopia 2.13). Cuando hablemos de procesos de conformado por deformación plástica, estaremos hablando
de procesos de hechurado que cambian la forma del material metálico por deformación plástica.
Lo que vamos a cambiar es la forma de una preforma metálica:
Forja: Es el proceso de conformado más antiguo. Consiste en martillear (golpear sucesivamente) una
preforma metálica. De esta manera se está aplicando un esfuerzo de compresión al material.
Ahora, la forja se realiza mediante el empleo de una matriz o dado, a través de la cuál aplicamos el esfuerzo
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de compresión. La preforma tomará entonces la forma del hueco de la matriz.
Laminación: Consiste en pasar una preforma metálica a través de dos rodillos que giran en sentidos opuestos,
consiguiendo una reducción de espesor en el material. La anchura prácticamente no varía, y como el volumen
tiene que mantenerse constante, entonces la longitud de la preforma se alarga. Si esa sección tiene más de
6mm de espesor, se denomina lámina. Si el espesor es menor de 6mm se denomina hoja. También se puede
variar la forma de las preformas laminadas mediante un rodillo especial, así no se parecen a las placas o a las
hojas.
Extrusión: Consiste en introducir una preforma en forma de barra o lingote en un contenedor, y aplicándole
una presión por un lado, obligarla a fluir a través de un conducto. Con este tipo de conformado obtenemos
secciones huecas o sólidas que se denominan perfiles de extrusión.
Trefilado: Consiste en forzar una varilla o alambre a pasar a través de una matriz agujereada, aplicando un
esfuerzo de tracción desde el extremo de salida. Así se consigue reducir la sección de la varilla. Esta
operación de conformado es la única de las cuatro que se realiza en frío.
Si lo que se busca es reducir la sección de la varilla, y el endurecimiento es consecuencia de esto, al proceso
se le denomina trefilado.
Si lo que se busca es endurecer la varilla, y la reducción de sección es secundaria, entonces se denomina
estirado.
CONFORMADO EN CALIENTE
Consiste en someter al material a procesos de deformación drástica a elevadas temperaturas. El material que
va a ser conformado en caliente es un material que viene generalmente de un proceso de solidificación, y por
lo tanto la densidad de defectos es baja (materiales poco agrios).
Por un lado se está induciendo deformación al material, debido a que se le somete a una serie de esfuerzos de
distinto tipo, y por tanto se está induciendo acritud en el material. Por otro lado, y como consecuencia de la
temperatura a la que se produce el proceso, en el material se van a dar los mecanismos de restauración y
recristalización (que aparecían en los recocidos de recristalización), pero que aquí aparece en los procesos de
conformado, y cuando estos mecanismos aparecen de forma simultánea al proceso de deformación plástica, se
llaman restauración y recristalización dinámicas.
En el conformado en caliente compiten entonces dos mecanismos antagónicos. Uno de creación de defectos
(acritud), y otro de eliminación de defectos (recristalización y restauración dinámicas).
Llega un momento en el cual se establece un equilibrio tal que, a partir de un determinado nivel de
deformación, al aplicar una tensión constante, el material se deforma plásticamente sin adquirir acritud, y por
lo tanto resulta más fácil deformar en caliente al material que deformarlo e frío (véase figura 40).
En la deformación en frío hay que aumentar la tensión para seguir deformando el material, mientras que en la
deformación en caliente se puede deformar a tensión constante.
En caliente, el material es más dúctil que en frío. Este conformado en caliente se produce a una temperatura
bastante elevada, normalmente superior a tres cuartos de la temperatura de fusión (T"0,75*TF). Se necesitan
altas temperaturas porque solamente a temperaturas superiores a la mitad de la temperatura de fusión
tendremos el fenómeno de autodifusión (difusión del átomo mayoritario en caso de solución intersticial) a
velocidades apreciables; es decir, que en los aceros, para que el hierro difunda de forma apreciable, es
necesario que T"0,5*TF, y así se pueda producir la restauración y recristalización dinámicas.
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Restauración y recristalización dinámica: Cuando hablábamos de restauración estática veíamos que el
mecanismo que subyacía era la poligonización, que se basaba en el ascenso de dislocaciones. En la
restauración dinámica también tenemos esto, generando subgranos, pero además, durante la etapa de
restauración se produce una desaparición de las dislocaciones de forma importante como consecuencia de la
elevada temperatura y de las fuertes tensiones que se aplican. Debido a este efecto cooperativo se producen
conjuntamente los mecanismos de deslizamiento normal y deslizamiento cruzado que hacen disminuir el
número de dislocaciones. Esto ayuda a disminuir el estado tensional interno.
Esta restauración dinámica es mucho más efectiva que la estática porque además de poligonización tenemos
mecanismos de desaparición de defectos.
La recristalización dinámica es exactamente igual que la recristalización estática, siguiendo los mismos
mecanismos. Además, podemos obtener iguales niveles de deformación aplicando una tensión mucho menor
que en frío, y por tanto, con una menor probabilidad de que el material se agriete (y rompa).
Cuando se producen conjuntamente estos mecanismos de acritud y de restauración y recristalización
dinámica, los resultados van a depender sobre todo de la velocidad de deformación. Una curva de
deformación se hace para temperatura y velocidad de deformación constantes.
Para obtener velocidades de deformación elevadas podemos aumentar el valor de la tensión para igual
temperatura, o disminuir la temperatura a nivel de tensión constante.
Compararemos extrusión (que implica elevadas velocidades de deformación) con laminación (que implica
bajas velocidades de deformación) en materiales con elevada energía de defectos de apilamiento (como la
ferrita y el aluminio).
Tenemos que independientemente de la velocidad de deformación, se produce restauración dinámica, es decir,
que poligonizan con mucha facilidad, y por tanto, aunque la velocidad de deformación sea elevada y haya
poco tiempo para que poligonice, éste tiempo es suficiente para que el material restaure dinámicamente en la
zona de deformación plástica.
Una vez pasada la zona de esfuerzos, el material sigue caliente. Si el material restaura o recristaliza pasada esa
zona de deformación, esto significa que el material sigue teniendo acritud, ya que no la pierde totalmente
durante el proceso de deformación.
El nivel de acritud con el que sale el material de la zona de deformación no es el mismo. De hecho, en el
material que menos tiempo ha tenido para poligonizar (eliminar defectos), caso de la extrusión, pasa
directamente a recristalizar (porque son más agrios).
Sin embargo en la laminación, se eliminan más defectos durante la restauración, y por lo tanto su nivel de
acritud es menor, por lo que es más difícil que alcance el nivel de acritud mínimo para recristalizar, aunque la
temperatura sea elevada.
Nota: La situación final del material tras el conformado en caliente es de un material recristalizado, por lo que,
si no recristaliza en una etapa, o tras un tiempo posterior a la salida de esa etapa, se amplía el número de
etapas para conseguir que el material recristalice.
Para materiales con baja energía de defectos de apilamiento (mayor dificultad para poligonizar), aquí es muy
importante la velocidad del proceso.
Si tenemos una etapa de alta velocidad y altas tensiones de deformación, un material de esta clase
recristalizará dinámicamente, sin llegar a restaurar.
52
Sin embargo, si la velocidad del proceso es lenta, para esta clase de materiales puede producirse restauración
dinámica.
A la salida, lo normal es que recristalicen dinámicamente.
La restauración será dinámica porque el material tiene dificultades para poligonizar, por lo que los fenómenos
extra implicados en la restauración dinámica tienen mayor relevancia.
En los procesos de deformación o conformado en caliente tenemos tres variables implicadas: Las tensiones
aplicadas, la velocidad de deformación y la temperatura de conformado.
Existe una relación para estas variables que se denomina Ley general del comportamiento en caliente
(fotocopia 2.15):
A*(sh*)K=*eQ/(R*T)=Z
A la segunda parte de la igualdad se la denomina Z, y se llama parámetro de Zener−Hollomon.
es la tensión constante para la cual el material se deforma sin generar acritud (depende de la temperatura y
de la velocidad de deformación).
El nivel de deformación del material tiene poca influencia. Una vez alcanzado el equilibrio, un aumento
elevado de la velocidad de deformación no implica un elevado aumento de la tensión de deformación.
La ecuación que relaciona la tensión con la deformación en el conformado en frío es la ecuación de Ludwick:
V=K*N
Para cada tensión de fluencia aplicada (constante) se puede despejar la velocidad de deformación y ver la
relación existente entre velocidad de deformación y temperatura. También se obtiene la energía de activación
del proceso.
El mecanismo último que subyace en la recristalización es la difusión atómica.
Cuando el tamaño de grano es muy pequeño, hay que tener en cuenta el diámetro de grano, porque afecta a la
correlación de las variables (fotocopia 2.15).
Síntesis: Para el conformado en caliente.
• A temperaturas: T>0,75*TF.
• Para deformaciones: 5>>0,2.
• A velocidades de deformación: 10−2s−1<<5*10−2s−1.
(Fotocopia 2.16). Antes de alcanzar restauración y recristalización dinámicas existen unas zonas de régimen
transitorio, en las que hay que aumentar la tensión del material, y por tanto la acritud.
A mayor velocidad de deformación mayor tensión de fluencia estacionaria y mayor tensión en la zona
transitoria habrá. Los valores de tensión en la zona transitoria se mueven en el intervalo:
Re/50"TRANS" Re/5
Re/50: Para bajas velocidades de deformación y altas temperaturas, la zona transitoria corresponderá a valores
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en torno a la 1/50 parte del límite elástico.
Re/5: Corresponde a los valores de la zona de tensión transitoria a bajas temperaturas y velocidades de
deformación elevadas.
Si mantenemos constante la velocidad de deformación y variamos las temperaturas del proceso:
A mayor temperatura, para llegar a la misma velocidad de deformación, será necesario aplicar menor tensión.
El nivel de tensión en las dos zonas aumentará al disminuir la temperatura.
Si tenemos recristalización dinámica las curvas son diferentes si se da la relación:
"(Ln[Z]/")<2
La ecuación del conformado en caliente sirve también para la recristalización dinámica, donde lo que varía es
la energía de activación del proceso.
A mayor velocidad de deformación, para que la temperatura sea la misma, habrá que aumentar la tensión.
Una vez que se alcanza un máximo de tensión se produce una pequeña caída de ésta (debido al ablandamiento
por recristalización dinámica), y después se alcanzará la tensión de fluencia.
Cuanto menor es la velocidad de deformación hay más fluctuaciones en el material. Esto se debe a la falta de
homogeneidad del proceso.
Curva de restauración dinámica (Figura 41).
Tenemos una zona de aumento de la tensión hasta llegar a una zona de tensión constante que es la tensión de
fluencia en caliente.
En la curva podemos delimitar dos zonas: Una zona de transición y otra que es la zona de fluencia en caliente.
Se produce la formación de subgranos (estructura de celdillas dentro de un grano formada por apilamientos de
dislocaciones), que provocan una disminución del contenido energético del material (se contrarrestan los
campos de deformación).
La formación de subgranos es el mecanismo que elimina los defectos. Al mismo tiempo, debido a las
tensiones, aumenta la densidad (el número) de dislocaciones. A partir del valor de tensión de fluencia hay un
equilibrio, y la densidad de dislocaciones es constante. Tampoco hay formación de subgranos. La
microestructura del material no varía.
Los granos se alargan en la dirección de máxima deformación del material. Esto significa que a lo largo de
todo el proceso se mantiene la estructura agria del material.
Curva de recristalización dinámica (figura 42).
Desde el inicio de la deformación tenemos restauración dinámica (con formación de subgranos). La
recristalización empieza aproximadamente para un valor de deformación en el material de un 70% del valor
pico (deformación máxima).
Hay una zona de caída de tensión que va desde el 70% del pico hasta la zona de tensión constante, en la que
hay simultáneamente restauración y recristalización. La zona de tensión constante corresponde a un proceso
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de recristalización.
En todas las zonas con restauración seguimos manteniendo las características microestructurales del material
(estructura agria), ya que no hay equilibrio en el material. A partir de la zona de fluencia tenemos una
estructura de granos recristalizados, equiáxicos, con un tamaño medio constante.
Cuando lleguemos a la zona de tensión de fluencia, se alcanza el equilibrio para un determinado porcentaje
del volumen del material (es decir, no implica que se produzca la recristalización del 100% de la estructura).
En este estado estacionario el material no adquiere acritud.
En el conformado en caliente, para llegar a una determinada reducción de la chapa de partida, si el tiempo y la
temperatura que tenemos entre dos pasadas de laminación en caliente son suficientes, se sigue produciendo
recristalización estática, sobre todo cuando ya teníamos recristalización dinámica.
Si el tiempo o la temperatura entre dos pasadas son excesivamente elevados, vamos a tener recristalización
estática, y además un aumento del tamaño de grano. Esto hay que controlarlo, ya que un excesivo tamaño de
grano puede provocar una disminución de las propiedades mecánicas del material.
TEMPERATURA EN LOS PROCESOS DE CONFORMACIÓN EN CALIENTE
(Fotocopia 2.16 por detrás). TCC>(2/3)*TF
• LÍMITE SUPERIOR DEL TRABAJO EN CALIENTE.
Si un material funde a 1100ºC podríamos pensar que a mayor temperatura, menor tensión habrá que aplicar,
pero corremos el riesgo de acercarnos en exceso a la temperatura de fusión del material. Este riesgo consiste
en la aparición de zonas segregadas de punto de fusión más bajo que el del material, que pueden fisurarse.
Segregación: Heterogeneidad en la composición química (véase figura 43).
En la figura 43, la fase del primer líquido que solidifica tiene la composición m. El material se sigue
enfriando y cambia su composición a medida que solidifica . El líquido tiene la composición de la línea de
corte entre las zonas [+L] y [L]. En la solidificación de equilibrio, la fase tiene la composición del punto k,
correspondiente al límite de las líneas de solvus, y el líquido tiene la composición del punto eutéctico.
En una solidificación real hay heterogeneidad de composiciones, debido a que no hay tiempo suficiente para
que se produzca una solidificación homogénea. A esta heterogeneidad se la llama microsegregación porque
los metales que tienen punto de fusión más bajo tienden a desplazarse hacia la parte externa del grano (Véase
fig. 44).
Estas zonas que tienen menor punto de fusión pueden fundir a menor temperatura. Las zonas externas de los
granos tienen entonces un punto de fusión más bajo que las zonas más centrales. Si se utiliza una temperatura
próxima a la del punto de fusión se puede producir una fusión intergranular del material, y la consecuencia es
que el material funde en la zona intergranular y pierde su consistencia mecánica. A este fenómeno se le
denomina quemado.
Por eso se utiliza un cierto límite de seguridad. Si un material solidificase a temperatura constante no se
produciría esa microsegregación, debido a que transcurre mucho tiempo, que es suficiente para que se
produzca la solidificación homogénea del material.
• TEMPERATURA INFERIOR DE TRABAJO EN CALIENTE:
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El límite de temperatura inferior es cualquier temperatura en la que se produzca restauración y recristalización
suficiente como para conseguir que el material se ablande y no adquiera acritud. Depende sobre todo de la
velocidad de deformación; es decir, (2) del tiempo de permanencia a dicha temperatura. También depende del
nivel o magnitud de la deformación (1). Se necesita una acritud mínima para que aparezca restauración y
recristalización. Cuanto menor nivel de deformación mayor temperatura necesitaremos. Cuanto mayor sea la
velocidad de deformación habrá que utilizar una temperatura más elevada.
DUCTILIDAD EN CALIENTE
Se define como ductilidad en caliente la deformación máxima admisible en un material sin que se produzca la
rotura de éste.
El material, a pesar de estar en equilibrio, se puede llegar a romper. Los ensayos demuestran que esta
ductilidad en caliente es prácticamente independiente de la velocidad de deformación, y depende de la
temperatura siguiendo la siguiente expresión:
T=k*e−Q/(R*T)
T Ductilidad en caliente del material.
Al hablar de ductilidad en caliente hay que tener en cuenta que hay determinados factores que es un principio
afectan poco a la resistencia mecánica en caliente del material, pero que sin embargo influyen notablemente
en la ductilidad.
FACTORES
Inclusiones: No afectan a los valores de tensión de fluencia, pero sí a la ductilidad. Distinguimos inclusiones
dúctiles e inclusiones frágiles. Las inclusiones dúctiles no influyen en la ductilidad en caliente.
Influyen las inclusiones que son poco deformables, que generan huecos en la intercara inclusión−matriz. Estos
huecos son el origen de microgrietas que afectan a la ductilidad del material.
Las inclusiones poco deformables son los aluminatos (en general), algunos sulfuros y, normalmente, los
óxidos.
Estructura bifásica: Una matriz con inclusiones no es una estructura bifásica. La estructura bifásica es
aquella cuyos granos están constituidos por dos fases diferenciadas (véase la figura 45). Como ejemplo están
los aceros duplex austenoferríticos.
Las intercaras entre las dos fases son zonas de nucleación de microgrietas, que se pueden propagar y llevar a
rotura al material.
Segregaciones: Afectan a la ductilidad en caliente si no se controla la temperatura correctamente, ya que se
puede producir fusión intergranular.
Mejoras del conformado en caliente en la estructura bruta de solidificación. Heterogeneidades.
En esta estructura bruta de solidificación, que es la que se consigue cuando se solidifica el material en una
lingotera (Longitud>>Diámetro), vamos a estudiar las mejoras que se le pueden realizar al proceso de
conformado en caliente.
En la lingotera, la estructura es de granos equiáxicos en el borde. Tenemos también una estructura columnar
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profunda hacia el interior, con granos alargados y direccionados, y finalmente nos encontraremos con granos
equiaxiales en la zona central de la lingotera (véase figura 46).
Tenemos ciertas heterogeneidades físicas debido a esa estructura bruta de solidificación.
La primera heterogeneidad física es la estructura columnar, que produce mucha anisotropía en las
propiedades físicas del lingote.
Otra heterogeneidad física son los micro−rechupes, que son rechupes a nivel microscópico que aparecen
entre los límites de grano. Se deben a que los líquidos contraen al solidificar, reduciendo su volumen (la
densidad aumenta al disminuir la temperatura). A esa oquedad o agujero debida a la contracción del material
al solidificar se le llama rechupe, que puede ser macroscópico, o estar repartido a lo largo de toda la estructura
en forma de micro−rechupes. Estos rechupes siempre quedan alojados en la última zona a solidificar, tanto a
nivel macroscópico (centro del lingote), como microscópico (centro de cada grano).
Las sopladuras son agujeros que quedan en la estructura del material solidificado debido a los gases que han
quedado retenidos durante la solidificación, y suelen ser esféricos. A veces se ven de manera macroscópica y
otras veces se ven de manera microscópica.
También están las grietas internas en el material, como consecuencia de las tensiones que se producen dentro
del material durante la solidificación.
Heterogeneidades de tipo químico:
Microsegregaciones: Aparecen en la estructura bruta del material.
Segregación inversa: Es una segregación macroscópica que se suele producir en el centro de la lingotera.
CONFORMADO EN CALIENTE
(Véase fotocopia 2.17). Al producir el conformado en caliente del lingote, estudiaremos como eliminar parte
de esas heterogeneidades físicas y químicas, mejorando así la estructura bruta de solidificación.
En primer lugar vamos a homogeneizar químicamente la estructura de colada. Elimina parte de la
microsegregación que aparecía cuando en la solidificación no había tiempo suficiente para homogeneizar la
composición, además de aumentar el tiempo al aplastar los átomos para que difundan con más facilidad.
La macrosegregación no se elimina durante el conformado en caliente.
Cuando la microsegregación es muy extensa y el conformado en caliente no es suficiente, será necesario
realizar un recocido de homogeneización al lingote, a una temperatura próxima a la temperatura de fusión del
material.
Una segunda mejora sería la soldadura de cavidades (sopladuras, micro−rechupes), que no se pueden eliminar
mediante el conformado en frío (véase figura 47). Al ser un conformado en caliente, la pegadura sirve como
núcleo de recristalización donde crece un grano recristalizado que elimina las oquedades.
Esto se va a producir así siempre que las paredes no estén oxidadas, porque estas oquedades impiden esa
soldadura. Esto se produce en oquedades que quedan al aire libre. Los huecos externos tienen problemas para
soldarse. Los internos sueldan bien.
La tercera opción no es una mejora (orientación de los precipitados e inclusiones en la dirección del
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conformado), sino una consecuencia del conformado en caliente.
La estructura a la que da origen la orientación de estos precipitados intermedios y a las inclusiones se
denomina FIBRADO DE FORJA. Con esta estructura no tendremos las mismas propiedades en todas las
direcciones.
Las inclusiones duras, no dúctiles, se rompen y no se alargan, por lo que no dan lugar a este fibrado de forja.
La cuarta mejora, es que los granos columnares se destruyen y afinan, al recristalizar en nuevos granos
equiáxicos más pequeños. Una estructura columnar produce anisotropía en las propiedades.
En conjunto todas estas mejoras en la estructura de solidificación conllevan que aumente la ductilidad y la
tenacidad del material si lo comparamos con la estructura bruta de solidificación.
Desventajas del conformado en caliente
• La parte externa de los materiales se suele oxidar debido a la afinidad de estos materiales por el oxígeno a
altas temperaturas.
En los aceros es muy importante el proceso de decarburización, que significa que el acero pierde carbono de
su superficie más externa, carbono que difunde y tiende a salir a la atmósfera.
En función del contenido en carbono, la estructura del acero va a ser muy distinta. Como consecuencia de esto
las propiedades mecánicas también van a cambiar.
• Es necesario admitir tolerancias dimensionales para dilataciones y contracciones, ya que el material,
además de dar forma (proceso de conformado) también hay que controlar las dimensiones (tamaño) de la
chapa resultante al enfriar.
• Siempre, la deformación en la parte más externa de la estructura será mayor que en la zona interna. La
distribución de tensiones no es homogénea.
Al tener más deformación en la parte más externa, habrá en esa zona una mayor acritud. Cuando se produce
recristalización de toda la estructura, el tamaño de grano, que depende de la acritud, no será constante a lo
largo del espesor de la pieza conformada (será más pequeño en la parte más externa, como se muestra en la
figura 48).
• Además, la parte interna permanecerá a mayor temperatura durante un tiempo superior a la parte
superficial. Esto contribuye a aumentar el tamaño de grano en la parte interna del material, y que en la
superficie quede un tamaño de grano más pequeño.
• El fibrado de forja confiere una anisotropía de las propiedades en las direcciones longitudinal y transversal.
CARACTERÍSTICAS DEL CONFORMADO EN FRÍO
En la fotocopia 2.18 se explican los cambios que induce el conformado en frío.
Veremos la correlación que se puede establecer en la curva tensión−deformación para el conformado en frío.
Para la curva de − (figura 49) se establece en la zona de deformación plástica homogénea una correlación
entre V y V (valores reales o verdaderos), que es la ecuación de Ludwick:
V=K*(V)N
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Donde N es el coeficiente de endurecimiento por deformación.
Para deformar en frío un material interesa que N sea elevado, porque cuando n es elevado, debido a los
esfuerzos que se están aplicando, un poco después de empezar la estricción, el material se endurece mucho en
esa zona, experimentando una importante consolidación, de tal manera que la deformación no prosigue en esa
zona, sino que se traslada a zonas contiguas, como se puede observar en la figura 50.
Cuando una zona sufre una fuerte deformación, al endurecerse dejará de estrecharse (la estricción se detiene),
y ese estrechamiento comenzaría a producirse en la zona contigua. Si N fuese pequeño, el material se
estrecharía cada vez más en la misma zona, hasta llegar a romper.
En laminación ocurre esto (figura 51): Queremos que la deformación plástica sea homogénea. También ocurre
en la forja. Como se puede apreciar en la figura 51, el material se mueve por el giro de los rodillos. La zona
que está entre los rodillos se ablanda mucho, y por lo tanto dejaría de moverse y la deformación proseguiría en
esa zona. Para evitar esto el material se endurece cuando se está deformando. La deformación pasaría
entonces a la zona contigua, que estará pasando entre los rodillos en ese instante.
VENTAJAS Y LIMITACIONES
• Podemos dar forma al material y endurecerlo al mismo tiempo.
• Si lo comparamos con el proceso de conformado en caliente, las tolerancias dimensionales son mejores. Por
ejemplo, las tolerancias dimensionales para la laminación en caliente son del orden del 2−5%. Para el
laminado en frío, donde controlamos el espesor, las tolerancias varían entre 0,5−1%.
• Hay que tener cuidado con los materiales de estructura HC (Hexagonal compacta) porque admiten muy
poca deformación en frío. Un material que se extruye muy bien es el aluminio, porque poligoniza con
facilidad y restaura, consiguiendo eliminar defectos muy fácilmente.
La deformación en frío no se produce a temperatura ambiente, sino que se hace muy por debajo de la
temperatura de cohesión del material. El calor que activa la poligonización es el producido por la fricción
entre al metal y la matriz por la que tiene que fluir. En el caso del aluminio es suficiente para que se inicie la
poligonización.
Por una parte interesa que el material se endurezca un poco para que la deformación sea homogénea, pero por
otra parte no es conveniente que sea muy duro porque habría que aplicar mucha tensión para conformarlo.
4) Veremos como afecta el %CW (Cold Work) a las propiedades del material. Al endurecer por solución
sólida sobresaturada la conductividad eléctrica disminuye mucho. Con el CW la conductividad eléctrica se
mantiene aproximadamente constante.
La ductilidad disminuye con el trabajo en frío, porque todos los mecanismos que endurecen al material, a
excepción de la reducción del tamaño de grano, disminuyen su ductilidad.
La resistencia a la corrosión disminuye con el CW porque todos los defectos que induce el CW en la
superficie del material son zona preferente para la formación de defectos del tipo de picaduras, sopladuras,
etc.
5) Otra característica es que no se produce decarburización ni oxidación superficial. El óxido de una chapa de
la laminación se elimina mediante una limpieza superficial con un ácido (decapado), o bien con un
mecanizado.
• El material entre distintas etapas de deformación en frío se va endureciendo y puede llegar a un momento
en que rompa (véase figura 52).
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Para evitar llegar a rotura se intercalan recocidos contra acritud en las distintas etapas para ablandar un poco al
material. A veces el último recocido es de restauración para que el material tenga cierta dureza. Es más
interesante terminar con una etapa de deformación si queremos controlar el endurecimiento, porque los
recocidos son muy sensibles a los cambios de temperatura, que producen ablandamientos distintos en las
diferentes zonas de la chapa. En los hornos industriales es muy difícil controlar la temperatura con precisión
Por eso es más difícil controlar el recocido que controlar el endurecimiento en la etapa de deformación.
• Conducta anisotrópica (distinto valor de las propiedades) en la dirección de máximo esfuerzo. A veces
interesa tener mejores propiedades mecánicas en una determinada dirección. Por ejemplo, tener tensiones
residuales es muy interesante para la resistencia a la fatiga. En laminación, las tensiones residuales de
compresión son muy buenas para evitar la fatiga.
• Algunos procesos de conformado pueden realizarse sólo si se realiza la deformación en frío, como el
trefilado, porque necesitamos que exista ese endurecimiento que se produce durante la deformación en el
material para evitar que se rompa a la salida.
La tensión a la salida tiene que ser inferior al valor del límite elástico que ha adquirido el material. Esto sólo
se consigue si se cambia su límite elástico (se endurece). Si eso no ocurre el material se rompería a la salida.
• (Fotocopia 2.19). El efecto de la textura cristalográfica es consecuencia de que los granos se alarguen. Esos
cristales se orientan en la dirección de máxima deformación.
En el caso de la laminación, la textura cristalográfica se define en función de los planos que son paralelos a la
superficie de laminación y direcciones de máxima deformación.
Textura cúbica: El plano (0 0 1) queda paralelo a la superficie de la chapa, y la dirección 1 0 0 es la dirección
de máxima deformación.
Textura de Goss: Plano (1 1 0) paralelo a la superficie de la chapa. Dirección 0 0 1 es dirección de máxima
deformación.
Textura fibra: Plano (1 1 1) paralelo a la superficie de la chapa. No hay ninguna dirección en concreto
alineada con la dirección de máxima deformación.
Esto es importante porque produce anisotropía de propiedades en el material, que en algunos casos se utiliza
para determinadas aplicaciones.
La textura cristalográfica se determina por difracción de rayos X.
Nota: La textura cristalográfica es distinta al fibrado de forja (véase definición).
Consúltese también la tercera hoja de ejercicios del anexo, con los dos ejercicios correspondientes a este tema.
DEFORMACIÓN Y ROTURA POR TERMOFLUENCIA
Es un mecanismo de fallo por rotura de los materiales. La mayor parte de los materiales metálicos no se
pueden utilizar para aplicaciones estructurales cuando su temperatura se eleva por encima de 0,5−0,6*TF
porque se deforma plástica e intergranularmente, llegando a producirse la rotura.
Los materiales estructurales están sometidos generalmente a cargas por debajo del límite elástico. En este caso
se produce deformación plástica permanente a cargas por debajo del límite elástico de los materiales.
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A esta deformación plástica e intergranular dependiente del tiempo que se da en materiales por debajo de su
límite elástico se denomina termofluencia o creep (fotocopia 2.6).
En la figura 53 observamos que en las curvas hay dos tramos con pendientes distintas. Un tramo asociado a
rotura por deformación transgranular, con tiempos de rotura pequeños. Un segundo tramo, con distinta
pendiente, que corresponde a tensiones más bajas y, por tanto, a tiempos de rotura mayores. El tipo de
deformación será intergranular.
La termofluencia se da para condiciones de baja tensión y largo tiempo a elevadas temperaturas. La
temperatura a partir de la cual este efecto empieza a producirse depende del tipo de material.
En los materiales metálicos se da a temperaturas que están por encima de la temperatura equicohesiva, que es
la temperatura a la cual, a lo largo del límite de grano, la cohesión es igual que a lo largo del grano, que puede
ser 0,4−0,5−0,6*TF, dependiendo del material.
Se va a dar siempre que tengamos una temperatura para la cual el límite de grano es menos resistente que el
interior del grano. La superficie de rotura en este tipo de fallo será de tal manera que en el interior de grano no
habrá descohesión entre los planos.
En los materiales cerámicos también se produce la termofluencia, pero se producirá a temperaturas un poco
más elevadas, del orden de 0,4*TF a 0,7*TF.
En muchos de los polímeros se produce termofluencia a temperatura ambiente.
Este tipo de fallo es muy complejo, y en él intervienen distintos mecanismos de deformación y depende de la
tensión a la que está sometido el material, la temperatura, la velocidad de deformación y el tipo de material.
Termofluencia=f(T,,,material)
ENSAYOS DE TERMOFLUENCIA
Los ensayos de termofluencia requieren un dispositivo en el cual se puede someter a un material a tensión,
elevando la temperatura y midiendo la deformación existente para el mismo tiempo.
Se suele realizar con un ensayo de tracción, con el mismo tipo de probetas pero en distinto horno, a
temperatura constante y tensión constante, midiendo la deformación con el tiempo. También se pueden hacer
ensayos a compresión (para materiales cerámicos). Para los materiales metálicos normalmente se hace a
tracción. La resistencia a la termofluencia es independiente de la dirección de aplicación de la carga para la
mayor parte de los materiales.
Para el ensayo a tensión constante se obtiene información sobre los mecanismos de deformación.
Normalmente se hacen ensayos acelerados, es decir, para elevadas tensiones, superiores al límite elástico, y a
partir de los datos obtenidos, se extrapola la información para tensiones más bajas (y velocidades de
deformación más bajas también).
Curva de termofluencia (Página 2.6): Representa la deformación () frente al tiempo de rotura del material.
Se hace para valores de tensión inferiores al límite elástico.
Se produce una deformación instantánea nada más aplicar la carga. Esta deformación es fundamentalmente
elástica.
En la figura 54 se observan tres zonas diferenciadas. La primera zona es la zona de fluencia primaria o
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transitoria, donde se observa que la pendiente de la curva disminuye con el tiempo, es decir, hay una
velocidad de fluencia decreciente. Esto nos hace suponer que en el material, los mecanismos de deformación
que existen están generando acritud (el material se endurece por deformación).
La segunda zona es la zona de fluencia secundaria o estacionaria en la cual la deformación es lineal con el
tiempo, y la pendiente es constante. Esto indica que se está produciendo por una parte endurecimiento
estructural y por otro hay un mecanismo que ablanda el material en caliente (restauración y recristalización), y
por lo tanto se produce un equilibrio entre estos dos mecanismos antagónicos.
La tercera zona es la zona de fluencia terciaria. Se caracteriza porque la parte de la curva aumenta su
pendiente. Esto implica un aumento de la velocidad de deformación en esa zona hasta llevar al material a
rotura, para un determinado tiempo. Se observa que en esta etapa aparecen en el material cambios
estructurales, como separación del límite de grano, formación de fisuras internas, cavidades, huecos...
En el caso de materiales metálicos sometidos a ensayo de tracción puede aparecer estricción. Esto supone una
disminución de la sección, que produce un aumento de la tensión aplicada en esa zona, y esto hace que
aumente la velocidad de deformación.
Hay dos parámetros que interesan desde el punto de vista del diseño, que son el tiempo hasta llegar a rotura y
la velocidad de fluencia estacionaria (velocidad en la zona estacionaria).
La utilización de un parámetro u otro depende de la utilización de ese material. Podemos distinguir dos
situaciones extremas: Aplicaciones de vida larga y aplicaciones de vida corta.
En aplicaciones de vida larga el parámetro de diseño es la velocidad de fluencia estacionaria, para saber si la
deformación que va a sufrir está por encima del nivel de deformación máximo admisible para esa aplicación.
En aplicaciones de vida corta nos interesa conocer el tiempo de fallo, para ver si el tiempo de fallo es superior
al tiempo para el cual se ha diseñado el componente, teniendo en cuenta que en este caso la velocidad de
deformación tiene que ser lenta.
Influencia de la tensión y temperatura en la deformación por termofluencia (fotocopia 2.8 por detrás): Si
observamos la curva de fluencia en distintas condiciones de tensión y temperatura, observamos que a medida
que aumenta la temperatura o la tensión, aumenta la deformación instantánea y la velocidad de deformación
estacionaria, disminuyendo el tiempo de fallo. Para temperaturas por debajo de 0,3*TF la es independiente
del tiempo.
Fotocopia 2.8 por delante. Ley General: Existe una ley que correlaciona con y con la temperatura, que es
la ley general del comportamiento en caliente. Esta ecuación también sirve para la termofluencia cuando la
deformación es pequeña.
Si *<0,8sh(*)"*
=B*K*e−Q/(R*T)
Si queremos analizar más en detalle el efecto de la tensión, fijamos la temperatura (tomando logaritmos, como
muestra la figura 55), y queda:
=B*N
De cada una de estas rectas obtenemos un valor de N, que va de 1 a 5. Los resultados de termofluencia se
representan normalmente de dos formas: Mediante curvas − (velocidad de fluencia estacionaria), y
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mediante curvas −Tiempo de rotura. Estas curvas se realizan para distintas temperaturas.
− Para cada temperatura hay un valor de N distinto. Hay una correlación entre el valor de N y el
mecanismo de deformación. Se han propuesto distintos mecanismos de deformación, que cada uno conduce a
un valor teórico de N, y luego los valores experimentales de N se comparan con los teóricos y se ve si para
esas condiciones de tensión y temperatura ese mecanismo es adecuado.
Una vez obtenida esta información se elaboran unos mapas de mecanismos, donde tenemos determinadas
zonas en las cuales existe un mecanismo determinante (fotocopia 2.7 por detrás).
(Tª/Tª de fusión)Tª Homóloga
También se pueden determinar dentro de estos diagramas las velocidades de fluencia.
Estos mapas están hechos para un tamaño de grano constante. Estos mapas son interesantes porque:
Aparecen tres parámetros: Conociendo dos de los parámetros podemos calcular el tercero (Tª, y ).
Conociendo el mecanismo de deformación para una determinada temperatura y tensión, es posible diseñar
modificaciones en el material dirigidas a mejorar su resistencia a la fluencia.
Mecanismos de deformación (página 2.6 detrás):
El mecanismo de deformación en frío se basa en el movimiento de dislocaciones.
• Deslizamiento de dislocaciones.
• Fluencia de dislocaciones: Existe un movimiento de planos al mismo tiempo que se produce el movimiento
de las dislocaciones.
• Depende del tamaño de grano (bVector de Burgers; dCoeficiente de autodifusión).
• A. El límite desliza en la dirección propia (del límite de grano).
B. Migración: El deslizamiento es perpendicular al límite de grano.
C. Formación de pliegues.
El conocimiento del mecanismo de deformación es muy importante en el diseño, porque permite estudiar
como mejorar las propiedades del material.
Parámetro de Larson−Miller de extrapolación de resultados
Véase anexo (Larson−Miller) y fotocopia 2.9.
Existe un método de extrapolación de resultados que es el denominado parámetro de Larson−Miller. Se
comprueba experimentalmente que cuanto mayor es la velocidad de deformación estacionaria (S), menor es
el tiempo de rotura. Por lo tanto vamos a admitir que la S es proporcional al tiempo de fallo.
Suponiendo una tensión = constante y tomando logaritmos decimales obtenemos los resultados que se
exponen en la fotocopia 2.9:
T*[C+log(tfallo)]=(Q/R)*log(e)=LM
El parámetro de Larson−Miller (LM) es la correlación, para cada tensión, entre la temperatura a la cual realizo
63
el ensayo y el tiempo de fallo.
Este parámetro permite realizar el ensayo a elevadas temperaturas para acelerarlo y extrapolar los datos
obtenidos para el caso real a temperaturas inferiores.
Esto sólo es válido para materiales metálicos.
Véase el ejercicio de LM en el anexo de ejercicios correspondientes.
MATERIALES RESISTENTES A LA TERMOFLUENCIA
En un material que resista bien este tipo de mecanismo de fallo se busca sobre todo la resistencia al flujo a
través del límite de grano. Eso se consigue teniendo un tamaño de grano muy grande, de modo que la
superficie del límite de grano sea menor. Un ejemplo típico es cómo esta consideración se ha tenido en cuenta
para el diseño de álabes de turbina (véase fotocopia 2.11 por detrás).
Inicialmente se obtenía un material policristalino por fundición. Primero se buscó el crecimiento de cristales
columnares. El molde donde se vierte el metal líquido está cubierto por un material que aguanta el calor, de
forma que sólo se enfría la superficie inferior, de modo que el crecimiento de grano es direccional, igual que
el flujo de calor.
Los primeros gérmenes que solidifican lo hacen en la pared inferior. A medida que se va levantando la
campana refractaria se favorece el crecimiento de granos columnares.
Una vez que hay formados varios cristales colummnares, se deja pasar a través de un cuello un único grano,
de forma que sólo crece un cristal, formándose un álabe compuesto por un monocristal.
Una segunda forma de luchar contra el creep es utilizar materiales con temperatura de fusión muy elevada, de
forma que la temperatura equicohesiva sea también muy elevada (metales refractarios). Los problemas que
presentan es que son muy caros, en general difíciles de conformar debido a su fragilidad, y además tienen que
ser resistentes a la corrosión a las temperaturas a las que se va a usar ese material.
La tercera forma de luchar contra la termofluencia es aumentar la resistencia del material. Se comprueba
experimentalmente que un aumento de la resistencia del material (a baja temperatura) aumenta también la
resistencia a la termofluencia, aunque si bien no hay una relación clara que lo demuestre. Esto sólo se produce
para ciertos mecanismos:
Endurecimiento por solución sólida (funciona en materiales FCC, que son los más reistentes a la
termofluencia). Esto se debe a la existencia de los defectos de apilamiento. Se ha comprobado
experimentalmente que S, en los materiales FCC es:
S=A*D*,5*(/E)5
A: Constante del material.
D: Coeficiente de autodifusión.
E: Módulo de Young (es medida de las resistencia del enlace del material).
: Energía de defectos de apilamiento.
: Tensión aplicada.
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Para tener una elevada resistencia a la termofluencia (baja velocidad de deformación) interesa que D y sean
pequeños, mientras que el valor de E debería ser elevado.
La aleación se hace buscando que el conjunto tenga un bajo valor de .
Trabajo en frío.
Tratamientos termoquímicos de endurecimiento superficial, como por ejemplo, la cementación.
Añadir una dispersión de óxidos a la aleación, que es el mecanismo más eficaz, debido a que esas partículas
funden a temperaturas en torno a los 2000ºC.
Los duraluminios no son resistentes a la termofluencia debido a que se forman a bajas temperaturas.
Ver tabla 4 de la hoja 2.10.
SUPERPLASTICIDAD
Es un comportamiento de determinados materiales a temperaturas elevadas, en el que sometidos a unos
esfuerzos de tracción (no muy elevados), se deforman muchísimo, dando lugar a alargamientos del orden del
1000%.
Se ha estudiado para buscar un mecanismo de conformación especial para que se den estas condiciones de
alargamiento (se obtuvo accidentalmente). Se dan para las siguientes condiciones:
• Temperaturas por encima de 0,5*TF.
• Materiales con granos muy pequeños y equiaxiales.
• y no tan elevados como en el conformado normal ni tan pequeños como la deformación por creep.
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