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Jornadas SAM – CONAMET – AAS 2001, Septiembre de 2001
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INFLUENCIA DE LA DEFORMACION PLASTICA SOBRE LA
TRANSFORMACION MARTENSITICA EN Cu-Zn-Al
Adela Cuniberti 1 2 y Ricardo Romero 1 3
1
Instituto de Física de Materiales Tandil, Facultad de Ciencias Exactas, Universidad Nacional
del Centro de la Provincia de Buenos Aires. Pinto 399. (7000) Tandil. Argentina.
2
Consejo Nacional de Investigaciones Científicas y Técnicas.
3
Comisión de Investigaciones Científicas de la Provincia de Buenos Aires.
RESUMEN
Se estudia el efecto de las dislocaciones, introducidas por deformación plástica de la
fase martensítica, sobre las características de la transformación en monocristales Cu-Zn-Al.
La transformación martensítica se estudió mediante ciclado térmico en un calorímetro
diferencial. Las dislocaciones producen cambios en las temperaturas críticas de
transformación, pendiente e histéresis de los ciclos termoelásticos y en los valores obtenidos
para el cambio de entropía de transformación.
Palabras Clave
Transformación martensítica. Deformación plástica.
INTRODUCCION
La fase β en aleaciones Cu-Zn-Al es bcc con orden de largo alcance L21 y puede ser
retenida metaestablemente a temperatura ambiente en un amplio rango de composiciones. La
transformación martensítica puede ser inducida por enfriamiento, transformación espontánea,
o por aplicación de tensión mecánica [1]. Para concentración electrónica alrededor de 1.48 la
fase producto es martensita 18R, cuya estructura puede obtenerse de una estructura fct
introduciendo fallas de apilamiento cada tres planos. A partir de un monocristal β, la
transformación espontanea se produce sin cambio de forma por la formación, como máximo,
de 24 variantes de 18R, con igual estructura y diferente orientación cristalográfica. La
transformación comienza a una temperatura Ms y se completa a la temperatura Mf , debajo de
la cual el cristal es puramente martensítico. Al subir la temperatura, la transformación a fase β
comienza a la temperatura As y se completa a la temperatura Af. La temperatura de equilibrio
entre ambas fases Teq se define como el valor medio entre Af y Ms. Por aplicación de tensión
mecánica, tracción o compresión, a temperatura mayor que Af se obtiene un monocristal
martensítico, por la formación de la variante 18R mas favorecida por la tensión. En este caso,
se observa un cambio de forma respecto de la fase β. El monocristal β es recuperado por
descarga retornando a su forma original. Si el monocristal martensítico es enfriado bajo carga
hasta temperatura por debajo de As, queda retenido cuando la tensión es relevada.
Las transformaciones β-18R son influenciadas por la presencia de defectos en la red
cristalina, vacancias, precipitados, dislocaciones [2, 3, 4]. Debido a estos defectos, las
temperaturas y tensiones críticas de transformación y la forma general del proceso de
transformación pueden variar. La deformación plástica de monocristales martensíticos ocurre
por deslizamiento de dislocaciones de superred sobre plano basal, disociadas en cuartetos de
dislocaciones parciales [5, 6]. En este trabajo se analiza el efecto de las dislocaciones,
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introducidas por deformación plástica de la fase martensítica, sobre las características de la
transformación en monocristales Cu-Zn-Al.
METODO EXPERIMENTAL
Monocristales Cu-13.36%atZn-17.31%atAl, con e/a=1.48 y Ms=303K fueron
obtenidos por método de Bridgman, la orientación del eje tensil se determinó por técnica de
Laue. Se prepararon por electroerosión probetas cilíndricas para compresión, l ≈ 10mm y d ≈
3.5mm. Las muestras fueron templadas desde 1073K en agua a 373K, y mantenidas a esa
temperatura durante 4 min., tiempo en el cual se recupera el orden de largo alcance [2] Los
monocristales 18R fueron inducidos por compresión a 324K y sometidos a estabilización a
esa temperatura durante 30 min. a fin de producir un aumento de las temperaturas críticas de
transformación [7] y que la martensita 18R sea estable a temperatura ambiente. Debido a la
transformación las caras extremas de las muestras pierden perpendicularidad con el eje de
compresión, se rectificaron entonces mediante pulido mecánico. Los ensayos de deformación
de la martensita se realizaron por compresión a temperatura ambiente y ε& ≈ 8 10-4s-1. Se
utilizó una máquina universal de ensayos Shimadzu Autograph-DSS-10T-S, las superficies de
contacto módulo-probeta se lubricaron con grasa y cinta de teflon a efectos de disminuir la
fricción durante la compresión. De los monocristales 18R con diferentes niveles de
deformación, εM, se cortaron muestras para realizar ciclos calorimétricos β↔M. Se utilizó un
calorímetro diferencial Rheometric, se midió el flujo de calor y la temperatura en función del
tiempo. El calentamiento y enfriamiento se realizaron a 10oC/min.
RESULTADOS
En la Figura 1 se muestran los ciclos de transformación β↔M obtenidos para muestras
con distintos grados de deformación en martensita, εM. Se realizaron al menos tres ciclos para
cada muestra. El primer ciclo de transformación M-β requirió un sobrecalentamiento debido a
la estabilización inducida durante la obtención del monocristal 18R. Los ciclos siguientes β-M
y M-β presentaron un alto grado de repetitividad.
Se encuentra que la forma de los ciclos cambia con la deformación, el valor del pico
decrece y el ancho del ciclo crece con el incremento de εM.
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40
35
C
0
-5
30
B
Flujo de calor (mW)
Flujo de calor (mW)
5
A
25
20
D
15
10
5
-10
-15
-25
-40
230
-50
270
260
270
280
290
300
310
B
-35
-45
250
C
-30
0
240
D
-20
A
280
T (K)
290
300
310
320
330
340
350
T (K)
Figura 1: Ciclos β-M y M-β obtenidos por calorimetría diferencial para muestras con distintos
grados de deformación en fase martensita:
(A) sin deformación, (B) 4.4%, (C) 6.8%, (D) 9.6%.
A partir de los ciclos calorimétricos se obtuvieron las temperaturas críticas de
transformación. Las mismas se determinaron como la temperatura para la cual la señal
calorimétrica se aparta de la línea de base. En la Figura 2 se presentan los resultados
obtenidos.
340
Temperatura (K)
320
300
280
260
0
2
Ms
4
Mf
6
εM (%)
As
8
Af
10
Teq
Figura 2: Temperaturas críticas de transformación.
Las temperaturas críticas muestran un pequeño decrecimiento con el incremento de la
deformación, del mismo modo decrece la temperatura de equilibrio.
El calor intercambiado durante la transformación se obtuvo como el área bajo la curva
en los ciclos Flujo de calor- tiempo. La Figura 3 muestra los valores obtenidos relativos al
valorde las muestras sin deformación previa.
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t
Q
1.000
r
Q
Q / Q0
0.975
0.950
0.925
0.900
0
2
4
6
8
10
ε M (%)
Figura 3: Calor de transformación β-M, Qt, y M-β, Qr, relativo al valor
sin deformación Qt0 y Qr0.
Las diferencias observadas entre Qt y Qr para cada nivel de deformación no superan el
5%. Dado que estas diferencias están dentro de la dispersión experimental, puede decirse que
no se encuentra diferencia entre ambos valores para cada εM . Se observa un decrecimiento
del calor de transformación a medida que crece la deformación. El cambio relativo de entalpía
∆H/∆H0 fue obtenido como el promedio entre los valores de Qt y Qr para cada nivel de
deformación, el cambio de entropía ∆S/∆S0 fue calculado dividiendo ∆H/∆H0 por la
temperatura de equilibrio Teq [8]. En la Figura 4 se muestran los valores obtenidos de ∆S/∆S0
en función de la deformación. Como puede verse, el cambio de entropía decrece con el
incremento de deformación εM.
∆S / ∆S0
1.00
0.95
0.90
0
2
4
ε M (%)
6
8
10
Figura 4: Cambio de Entropía relativo al valor sin deformación ∆S/∆S0.
DISCUSION
Los resultados experimentales indican que la transformación martensítica es afectada
por la deformación plástica introducida en fase 18R. Las temperaturas críticas tanto para la
transformación directa como para la inversa decrecen a medida que la deformación aumenta.
La pequeña disminución en la temperatura de equilibrio entre las fases β y martensita sugiere
que la estabilidad de la fase β aumenta, si bien levemente, con el incremento de la
deformación.
El comportamiento termoelástico está dado por el sobrenfriamiento o
sobrecalentamiento necesario para completar la transformación a una u otra fase, Mf-Ms y AfAs respectivamente, lo que marca la pendiente del ciclo de transformación. La histéresis está
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dada por la diferencia entre Af-Ms y As-Mf . En la Figura 5 se muestra esquemáticamente
como procede la transformación y los valores obtenidos en función de la deformación.
M
Mf
As
Mf - Ms
volumen transformado
Af - As
40
35
30
-30
-35
-40
0
34
Af
Ms
T
β
2
4
6
ε M (%)
8
10
Af - Ms (K)
As - Mf (K)
33
32
31
30
29
28
0
2
4
6
8
10
ε M (%)
Figura 5: Esquema de un ciclo de transformación. Pendiente del ciclo e histéresis medidos en
función de la deformación.
Se encuentra que tanto la pendiente como la histéresis de los ciclos aumenta con el
incremento de la deformación plástica. La pendiente del ciclo está relacionada con la
interacción reversible de la interfase con dislocaciones, mientras que la histéresis está
asociada con procesos irreversibles, tales como difusión en la vecindad de la interfase [9, 10].
o deformación plástica alrededor de defectos como por ejemplo precipitados [3]. Los
resultados experimentales indican que las dislocaciones presentes en la red por deformación
plástica de la martensita contribuyen a la operación de procesos tanto reversibles como
irreversibles. La transformación a martensita se produce por la formación de variantes
martensíticas, de las 24 variantes posibles sólo 3 comparten el plano basal con la variante mas
favorecida por tensión, que es aquella que se deformó plásticamente por deslizamiento de
dislocaciones de plano basal. Estas dislocaciones no pertenecerán al plano basal de 20 de las
posibles variantes, lo que produce un incremento en su energía elástica [11]. Del mismo
modo, cuando las dislocaciones de plano basal de 18R son absorbidas por la fase β, aumenta
su energía elástica [11]. Los procesos difusivos, si los hubiere, contribuirían principalmente
cuando el material está en fase β dado que es la que está sometida a temperaturas mayores
durante el ciclado térmico y la presencia de dislocaciones favorecería estos procesos [12]. En
la martensita, y especialmente en aquellas variantes que no comparten plano basal con la
variante deformada, la formación de nuevas dislocaciones o fallas para absorber las
dislocaciones presentes sería un proceso posible, sobre todo teniendo en cuenta que la tensión
de fluencia en martensita es muy baja comparada con la de fase β [13]
El decrecimiento en la entropía de transformación con el incremento de deformación
plástica, Figura 4, podría estar asociado a la cantidad de material transformado. La
deformación plástica de un monocristal martensítico promueve la formación de placas finas
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Cuniberti y Romero
de la variante deformada a temperaturas superiores a Ms hasta en 40K, sin que pueda
detectarse mediante dilatometría, por otro lado, núcleos de martensita son retenidos debido a
estabilización a temperaturas para las cuales la mayor parte de la muestra ha transformado a
fase β. Esto está asociado con el efecto doble memoria de forma inducido por deformación
plástica y por estabilización de la martensita [14]. Las muestras utilizadas para las mediciones
calorimétrica eran inicialmente martensita monovariante estabilizada, si el efecto doble
memoria no existiera, luego del primer calentamiento la transformación a martensita
conduciría a una muestra martensítica polivariante recuperando la longitud propia de fase β.
En la Figura 6 se compara el espesor final de las muestras, ef tras el ciclado térmico, con el
espesor inicial de las mismas e0 (unos 3.5 mm) relativo al del esperado para una polivariante o
en fase β, eβ. eβ se calculó a partir de la deformación β-martensita, 4.73%, medida en los
ciclos tensión-deformación de inducción de los cristales martensíticos monovariante. Como
puede observarse, existe un cierto grado de efecto doble memoria, y este crece con el
incremento de deformación plástica.
2.0
EMD (%)
1.5
1.0
0.5
0.0
0
2
4
ε M (%)
6
8
10
Figura 6: Medida del efecto memoria doble (EMD) en las muestras deformadas y cicladas
térmicamente. EMD=0: ausencia de efecto, EMD=4.73: efecto completo.
Esto sugiere que podrían existir placas martensíticas que no contribuirían a la señal
calorimétrica de transformación o que no transformarían a fase beta. Considerando que
∆S/∆S0 en la Figura 4 igual a uno corresponde a la totalidad del material involucrado en la
transformación, un 7% de placas de martensita no transformarían.
CONCLUSIONES
La deformación plástica de monocristales martensíticos Cu-Zn-Al produce cambios
notorios en la transformación espontánea β-martensita. Se observa un decrecimiento en las
temperaturas críticas de transformación y un incremento en la estabilidad de la fase β. Tanto
la pendiente como la histéresis de los ciclos termoelásticos crece con el incremento de
deformación, lo que indica que las dislocaciones introducidas por deformación plástica
contribuyen a la activación de procesos tanto reversibles como irreversibles durante la
transformación. La presencia de pequeñas placas de martensita que no participan en la
transformación podría ser responsable del decrecimiento del cambio de entropía.
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AGRADECIMIENTOS
Este trabajo ha sido realizado con el financiamiento de la ANPCyT, CONICET, CICPBA y
Secretaría de Ciencia y Técnica-UNCentro.
REFERENCIAS
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2 R.Rapacioli, Tesis doctoral, Universidad Nacional de Cuyo (1979).
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5 A.Cuniberti, R.Romero, M.Ahlers, Scr.metall.mater.26, 495 (1992).
6 P.L.Rodriguez, A.Cuniberti, R.Romero, F.C.Lovey, Scr.metall.mater.27, 1133 (1992).
7 A.Abu Arab and M.Ahlers, Acta metall.36, 2627 (1988).
8 J.L.Pelegrina, R.Romero, Mat. Sc. Eng. A282, 16 (2000).
9 F.C.Lovey, A.Amengual, V.Torra and M.Ahlers, Phil.Mag.A61, 159 (1990)
10 A.Yawny, F.C.Lovey and V.Torra, Scr.Metall.Mater. 32, 439 (1995).
11 F.C.Lovey, A.Hazarabedian and J.E.Garces, Acta metall 37,2321 (1989).
12 P.Shewmon, Diffusion in Solids (Warrendale, Pennsylvania: Metall.Soc.AIME), 199 (1989).
13 R.Romero, F.C.Lovey, M.Ahlers, Phil.Mag.A58, 881 (1988).
14 E.Cingolani, M.Ahlers and M.Sade, Acta metall.mater.43, 2451 (1995).
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