Nuevos materiales: Endurecimiento

1. Mecanismos de endurecimiento.
La dureza de un material es regulada por el número y movimiento de las dislocaciones. La tensión requerida
para mover las dislocaciones es bastante menor en los metales puros. Consecuentemente, para endurecer
metales lo primero será inhibir el movimiento de las dislocaciones mediante una generación interna de
tensiones que se opongan a ese movimiento, o mediante la colocación de partículas en su trayectoria, por lo
que las dislocaciones han de rodear o cortar esas partículas. Son cuatro los principales mecanismos de
endurecimiento que se podrían discutir:
Endurecimiento por deformación.
Endurecimiento de la microestructura.
Endurecimiento por partículas.
Endurecimiento por solución sólida.
2. Endurecimiento por solución sólida.
Cuando átomos extraños se disuelven en un metal sólido esto puede actuar como un obstáculo (tamaño)
atómico al movimiento de las dislocaciones.
Supongamos que cada átomo extraño produce una fuerza de oposición F sobre la línea de dislocación, y estos
átomos extraños están separados por una distancia media d a lo largo de la línea de dislocación. La razón F/d
da entonces la fuerza por unidad de longitud de la línea de dislocación, que debe ser superada por el esfuerzo
aplicado ð. El incremento en esfuerzo aplicado necesario para superar esta fuerza de oposición por longitud de
línea sería ðð b, así tenemos:
ðð = F / bd Ec. 1
El espaciado de los átomos extraños a lo largo de la línea de dislocación (d), es función del tamaño de los
átomos (D), de su distribución dentro de la estructura y de la concentración de átomos ðf. El valor de d ha sido
calculado como .
Donde el tamaño de los átomos (D) y el vector Burgers (b) han sido relacionados. Esta solución daría:
Ec. 2
El valor de F depende de la clase de interacción de la dislocación con los átomos extraños. Dos interacciones
generales son frecuentemente consideradas, una de naturaleza química y otra de naturaleza elástica. La
diferencia en el vínculo químico entre los átomos extraños y los átomos padres se ve reflejada en la diferencia
de su módulo de elasticidad ðG. Esta diferencia da lugar a una fuerza de dislocación atómica F, la cual lleva a
la expresión:
Ec. 3
Si los átomos extraños son de diferente tamaño que los átomos padres, entonces un campo de esfuerzos
deslizados será producido alrededor de los átomos extraños que pueden interaccionar con el campo de
1
tensiones de dislocación. Nosotros tendremos la diferencia fraccionaria entre el diámetro de los átomos
extraños y el diámetro de los átomos padres como ,. Entonces para un soluto de sustitución o un soluto
intersticial con un solo campo de esfuerzos simétricos, el análisis de la interacción del campo de la tensión de
dislocación da una expresión para F que sería:
Ec. 3
Colocando un átomo de carbono en un hueco octaédrico de hierro cúbico centrado en las caras (FCC)
producirá un campo de tensiones simétrico. Sin embargo, colocando un átomo de carbono en un hueco
tetraédrico de hierro cúbico centrado en el cuerpo producirá un campo de tensiones no simétricas. El átomo de
carbono puede dilatar la matriz de hierro cúbico centrado en el cuerpo (BCC) más en una de las direcciones
principales de la red con en las otras dos. El componente cortante de esta tensión tetragonal interacciona con
ambas hélices y bordes de dislocación conduciendo de este modo a una interacción más fuerte que para el
caso puro de dilatación.
Los cálculos conducen a la relación:
Ec. 4
donde , es el esfuerzo a lo largo de la dirección de máxima distorsión y ,2 es el esfuerzo perpendicular a ella.
Los experimentos generalmente muestran un incremento razonable respecto a la esperada relación lineal entre
ð y f. En conclusión, podemos esperar el endurecimiento por solución sólida al incrementar como la raíz
cuadrada de la fracción de átomos de soluto en la solución, y llegando más lejos, altas distorsiones
tetragonales producidas por soluto intersticial serían la fórmula más eficaz para incrementar el
endurecimiento.
3. El endurecimiento de la martensita.
Con la excepción del alambre estirado perlítico, generalmente los aceros de alta dureza deben una gran parte
de su alta dureza a la presencia de martensita. La fuente de la dureza de la martensita ha sido sujeto de un
considerable interés por parte de los metalúrgicos durante muchas décadas.
Hoy en día, hay varios estudios sobre ello, siendo la discusión básica el porqué de la dureza de aceros con
componente martensítico.
3.1 Endurecimiento por solución sólida.
En algunos aspectos este mecanismo es el más interesante por la profundidad de estudio alcanzada. Ha sido
mostrado que el endurecimiento por solución sólida por soluto de sustitución en la martensita es bastante
pequeño y que, esencialmente, todos los tipos de endurecimiento proceden de átomos intersticiales de
carbono. (Debe de comprenderse, sin embargo, que los elementos sustitucionales en aleaciones indirectamente
afectan al endurecimiento de aceros por la alteración de la dureza a la temperatura de fusión Ms y por la
cantidad de austenita retenida).
Si quiero endurecer más la aleación por endurecimiento por solución sólida estoy limitado por la línea de
solvus del diagrama de fase, como la cantidad de soluto que puedo forzar dentro de la solución sólida. Sin
embargo, en hierro tenemos varios acontecimientos fortuitos; la alta temperatura de la fase FCC disolverá más
del 2% de carbono, mientras la baja temperatura de la fase BCC disolverá solamente a 0.02% de carbono. Y,
además, debido a la posibilidad de transformación desde la fase de máxima temperatura a la fase de mínima
temperatura, por una transformación martensítica difusional, podemos forzar concentraciones de carbono
dentro de la solución sólida de la fase de baja temperatura mucho mayor que el valor dado por la línea de
2
equilibrio de solvus.
En suma, podemos ver que los átomos de carbono en los huecos intersticiales octaédricos producirán un
campo de esfuerzos dipolares en la martensita resultante, lo cual es ventajoso para el deslizamiento de las
dislocaciones. Esta feliz secuencia de acontecimientos proviene de la naturaleza del sistema Fe−C que
conduce a semejante variedad de controles de estructuras posibles en aceros.
A pesar del hecho de un enfriamiento rápido de las formas martensíticas. Hay hasta tiempo para que el
carbono precipite desde la solución sólida después de las formas en fase martensítica, a menos que la
temperatura Ms sea menor que la temperatura de la pieza.
Por adición de Níquel a la aleación Fe−C, Mitchel y Cohen han sido capaces de disminuir la temperatura Ms
lo suficiente para eliminar este problema y ellos han determinado la dureza de la martensita virgen en función
de su contenido en carbono, mostrado por la curva de la figura 1. Esos datos y otros similares han sido
analizados en los límites de los módulos de endurecimiento por solución sólida. En general, encontrar que el
incremento de endurecimiento por solución sólida aumenta con la raíz cuadrada del contenido de carbono
como dice la ecuación 2 y la figura 2 pero aquí nos es completamente cierto. Hay acuerdo, sin embargo, en
que los mecanismos para el endurecimiento resulta de una interacción elástica entre la dislocación y los
esfuerzos introducidos por los átomos de carbono. Es interesante ver que los efectos del endurecimiento bajan
abruptamente por encima de 0.4% de carbono (según fig. 2). Roberts ha sugerido que esto es debido a un
cambio en el modo de deformación plástica del deslizamiento de las maclas con contención de carbono mayor
del 0.4%, asumiendo que el esfuerzo necesitado para el deslizamiento es independiente del carbono que
contiene.
4. Introducción al endurecimiento por solución sólida.
En adelante daremos un repaso de los principales endurecimientos por solución de átomos extraños dentro de
la matriz pura. El endurecimiento por solución sólida es también importante en la dispersión de materiales
endurecidos con la contribución de la matriz. Nosotros comenzaremos en el apartado 5 con las interacciones
elementales de los átomos de soluto y dislocaciones en situaciones donde su nucleación y movimiento son
responsables de su deformación plástica. En particular, el movimiento de las dislocaciones a través de los
obstáculos de soluto, soportado por la activación térmica y modificada por la posible movilidad del soluto a
elevadas temperaturas que consideremos en algunos casos.
Esos principios serán entonces aplicados para la aclaración de problema que resulta el esfuerzo cortante ð0 en
aleaciones FCC, cuya dependencia en varias condiciones de deformación ha sido estudiada más
profundamente. En particular, mostramos, para un ejemplo, un completo análisis de las medidas de ð0 lo cual
permite extraer conclusiones sobre la naturaleza de los obstáculos de soluto. Sin embargo, están sin solucionar
o parcialmente solucionadas en este campo, principalmente unidas con el análisis a altas temperaturas y con el
movimiento correlacionado de las dislocaciones.
En el apartado 6 extendemos las consideraciones a los casos de mayor interés práctico cuando el
endurecimiento por solución sólida es superpuesto en endurecimiento extraño producido por el incremento de
la deformación en el denso empaquetamiento FCC y el empaquetamiento hexagonal compacto HCP.
Esta superposición ha atraído recientemente mayor interés después del conocimiento amplio de cada proceso
simple.
Las restantes secciones 7 y 8 tratan de los efectos de la solución sólida en el empaquetamiento BCC y en
sistemas no−metálicos (como alcalino−halidos y semiconductores) resaltando pocas diferencias y varias
características comunes con lo discutido en secciones anteriores.
3
Como el campo de endurecimiento por solución sólida ha sido cubierto fácilmente en extensas revistas, nos
referiremos en particular a las citas de artículos más recientes omitiendo muchas referencias clásicas las
cuales pueden encontrarse en la revistas mencionadas antes y libros de texto generales.
5. Interacción elemental y esfuerzo umbral para el movimiento de una dislocación simple en una
solución sólida.
El problema básico de la plasticidad de una solución sólida a temperaturas ordinarias puede ser explicado a la
interacción entre átomos de soluto y dislocaciones. Esas interacciones surgen desde el soluto local induciendo
cambios de la red, los cuales están sintiendo energéticamente por la distorsión del campo de la dislocación.
Además, nosotros comenzamos fuera con una lista de las razones más importante para los cambios en la red,
Entonces las fuerzas resultantes de interacción y los átomos de soluto son inferidas y una estimación para
algún ejemplo es dada. Se debería tener en cuenta, sin embargo, que la realidad de esas interacciones es
interrelacionada y superpuesta con cada otra en la realidad.
5.1. Modificaciones en la red inducidas por átomos de soluto.
Varias clases de modificaciones locales de la red inducidas por los átomos de soluto simples ocurren de un
modo similar para todo tipo de redes y materiales. Esos efectos están conjuntamente interconectadas pues
ellos son una consecuencia de potenciales electrónicos de enlace.
Sin embargo, la extendida separación es común y usual para indicar su relativa importancia.
El diferente tamaño de la matriz y los átomos de soluto es caracterizado en los casos isotrópicos por el tamaño
del parámetro de desplazamiento:
Ec.5
siendo a la constante de la red, c la concentración de soluto.
Recientes cálculos ab initio, sin embargo, plantea la asumida isotropía, la cual no es aplicable a estructuras
HCP cuyo radio de es ð1, para solutos intersticiales en estructuras BCC y para soluciones sólidas de
sustitución en FCC.
Los esfuerzos por enlaces modificados alrededor de los átomos extraños son caracterizados por el parámetro
módulo de desplazamiento:
Ec. 6 y 7
para el módulo cortante µ y el módulo másico K, respectivamente.
Ordenación atómica o segregación
Esto ocurre de acuerdo a la mínima entalpía configuracional libre con intercambio de energía positiva o
negativa, respectivamente. De este modo, si la concentración es lo bastante grande, una tendencia a formar
grandes obstáculos de los átomos de solutos simples es esperada.
Efectos químicos.
Resume los efectos de segregación de solutos en el apilamiento de cintas de defectos entre dislocaciones
4
parciales.
Cambios adicionales en la estructura electrónica local.
Aparte de los esfuerzos cortantes mencionados anteriormente son:
En metales: Las dislocaciones de carga Friedel de alto−rango debido a la diferente valencia de los átomos
extraños abandonándolo un núcleo de la dislocación cargado negativamente.
En cristales iónicos: Cargas en el espacio y distorsiones tetragonales resultado de los pares de átomos extraños
y vacantes en el caso de distinta valencia de la impureza, y átomos anfitriones.
En cristales semiconductores: Cambios de la estructura electrónica y el nivel efectivo Fermi por impureza.
5.2. Interacciones elementales resultantes de una dislocación simple con soluto.
5.2.1. Efectos generales.
Efectos dilatatorios.
Interacción paraelástica: Usualmente, la parte más importante de la energía de interacción resulta del campo
de esfuerzo de la dislocación y de la modificación de la red localmente por el tamaño desplazado. La
interacción es la llamada paraelástica porque la distorsión se presenta ya sin campo de tensión de dislocación.
ð) En caso de distorsiones esféricas una fuerza máxima de
Ec. 8
es obtenida para un borde de dislocación, la cual es del orden de N. Para una dislocación en hélice es esperado
un efecto de mayor orden, el cual es de similar orden que la interacción dielástica (vista más abajo).
ð) Para distorsiones tetragonales: Alrededor de los intersticios en BCC, alrededor de los para de átomos en
aleaciones de sustitución FCC, el cálculo es más complejo por el campo de deformación de tensión de los
defectos. La fuerza de interacción aumenta hasta 5 N.
Interacción de difusión: El campo de esfuerzo de mayor rango de las dislocaciones tiende a inducir una
redistribución de los átomos de soluto en una clase de nube alrededor de la dislocación a bastante mayor
temperatura por movimiento de difusión de los átomos. Semejante interacción difusiva contribuirá si la
concentración de soluto no es bastante baja. Aunque todos los efectos de la interacción mostrados
anteriormente pueden ser supuestos, los principales efectos resultantes de la interacción paraelástica
discutidos encima, formando las nubes de Cottrell con defectos esféricos o nubes de dipolos elásticos (pares
Zener en sustitucional; pares Snock en solución sólida intersticial).
Interacción dielástica.
La energía de interacción dielástica resulta del módulo de desplazamiento porque el campo de esfuerzo de la
5
dislocación es proporcional al módulo cortante. El cambio en la energía de interacción dielástica de la
dislocación en el cristal defectuoso, es, usando la ecuación 6 y variaciones de la densidad de energía para
cortante () y dilataciones ():
= ð Ws ð + ð Wd ð Ec. 9
ð es el volumen atómico. Tomando Cu−Be como ejemplo, la interacción dielástica para un borde de
dislocación da una fuerza máxima de = ð µ ð−−>[Author:b]ðð ð 0.27 N. Y para una hélice = 0.21 N.
Interacción por orden de corto rango y segregación de corto rango.
En el campo de esfuerzo de una dislocación de orden de corto rango la segregación de corto rango ocurrirá
más fielmente que en la red ideal debido a una alta fuerza de conducción en equilibrio térmico. Los
correspondientes efectos de esfuerzo inducido producen un esfuerzo de fricción al movimiento de la
dislocación.
La máxima fuerza por unidad de longitud requería para arrastrar libremente la dislocación desde esta
atmósfera SRO o SRR puede ser estimada según:
ð µ b/2 Ec. 10
donde /2 es el esfuerzo producido por ordenación o segregación de una fracción atómica de átomos de soluto.
La importancia de esta interacción incrementará con la temperatura.
Contrariamente a la interacción paraelástica o dielástica, el cortante de una dislocación a través de los
obstáculos SRO o SRS a baja temperatura es una interacción de energía de reserva, y la fuerza de interacción
con el bajo movimiento de dislocación en el mismo plano será fuertemente reducido.
4 ) Interacción química.
En el apilamiento de cintas de defectos de una dislocación dividida es esperada una segregación de átomos.
Esto cambia el ancho de los defectos y los bloqueos de la dislocación. El efecto debería ser mayor para las
dislocaciones de borde que en las de hélice y puede ser importante para una alta temperatura de deformación.
Observaciones en el cambio del ancho de las dislocaciones con temperatura indican que la segregación ocurre
en aleaciones de metal base noble con solutos de los grupos IV y V y no con los del grupo III. Átomos de Nb
y Vb tienen una gran energía obligada por pares de vacancia−soluto, lo cual favorece la difusión
La fuerza de interacción resultante por unidad de longitud es dada por el cambio de energía de apilamiento de
defectos (s:
= (s ( Co )− (s ( C1) Ec. 11
donde Co es la concentración de la matriz y C1 es la concentración en el apilamiento de defectos.
5.2.2. Efectos especiales en diferentes redes.
Efectos de anisotropía y división de la dislocación en FCC.
La división de la dislocación sólo afecta a algunas de las interacciones discutidas. La interacción paraelástica
con una hélice será considerablemente intensificada por los componentes de los bordes de su parcial debido a
que la variación con carácter de dislocación es menor para las dislocaciones disociadas que para las no
6
disociadas.
Resultados similares fueron obtenidos para las interacciones elásticas entre defectos de desplazamiento
esféricos y tetragonales y dislocaciones de hélices extendidas.
Influencia de solutos en la creación y movimiento de enroscaduras en cristales BCC.
En cristales BCC las dislocaciones de hélice de división triplicadamente propagada por la doble creación de
una doble enroscadura y su movimiento de costado a lo largo de la línea de dislocación de hélice. Las
dislocaciones de borde se mueven con mayor facilidad que las de hélice, por tanto, el último control de flujo
de esfuerzo macroscópico.
El soluto puede influenciar el proceso de nucleación y movimiento de la enroscadura y en suma, el
movimiento de empuje el cual puede resultar si la doble enroscadura a lo largo de la dislocación está
ejerciendo dentro de diferentes planos. En casos especiales, un soluto puede facilitar la nucleación de la
enroscadura resultando en solución sólida debilitada en el bajo rango de temperatura.
Interacción electrostática en cristales iónicos.
La interacción entre un núcleo de dislocación cargado y el potencial electrostática producida por una impureza
será especialmente fuerte en el caso de cristales iónicos dotados con solutos de diferentes valencias. La
interacción electrostática superpuesta en una paraelástica es particularmente fuerte para la dislocación de
borde en los planos {1,0,0}. La diferente movilidad de dislocaciones de borde y hélice cargadas ha sido
discutida, a suficiente alta temperatura, la atmósfera de defectos cargados está formando puntos alrededor de
las dislocaciones.
Efectos de interacción en cristales semiconductores.
En cristales de estructura cúbica de diamante como Si y Ge (y, similarmente compuesto III−IV y II−VI con
enlace iónico particularmente) llega a ser dúctil a elevadas temperaturas.
El efecto de dopaje (impurezas) en la ductilidad puede ser bastante diverso. La movilidad de la dislocación es
intensificada por adición de >n−dopajes. Diferentes tipos de soluto pueden producir efectos de
endurecimiento tanto como de debilitamiento.
5.2.3. Procesos de arrastre en el movimiento de dislocaciones.
Contrariamente al cristal puro, muchos trabajos han sido hechos en mecanismos de arrastre dinámico de
movimiento de dislocaciones en solución sólida.
En principio, la misma razón para los cambios de red dados en la sección 5 puede causar un incremento en la
transferencia de energía desde el movimiento de la dislocación y sistemas de electrones en una solución sólida
comparada con el cristal puro.
Clases de arrastre dinámico suponen la emisión de ondas elásticas durante los periodos de aceleración y
deceleración de las líneas de dislocación respecto a obstáculos, la excitación de vibraciones locales o
cuasilocales de átomos de impurezas y la radiación de fonones por la vibración de las dislocaciones como un
estiramiento después del paso de un obstáculo.
A temperaturas ordinarias el proceso de arrastre de fonones es bastante mayor a causa de un movimiento de
dislocación sobreamortiguado.
7
Constante de amortiguación: B= ð b/ð= 3 a Ns/.A muy baja temperatura (< 20 K ) los grados de libertad del
fonones congelado fuera y solamente el arrastre de restos de electrones. Las dislocaciones se mueven entonces
con baja amortiguación con constante alrededor de B= 2 Ns/
Muchos más resultados experimentales de aleaciones en estado normal son vendidas para aleaciones de
superconductores (con base Pb y Nb).
5.2.4. Superposición de varios efectos.
Muchas de las varias interacciones expuestas separadamente, en los casos reales ocurren simultáneamente y
no simplemente sumadas, así que la separación experimental es difícil. Mencionaremos dos casos:
En la sección 5.1. ya indicamos la relación cerrada entre los efectos de dilataciones y módulos, como ambas
originadas desde las fuerzas de vínculo electrónico entre los átomos. Las diferentes características de las
fuerzas de interacción de sistemas paraelásticos o dielástico originan la conducción a una superposición
no−aditiva de y para distribución de obstáculos estadísticamente. En el caso de estadística Matt− Labusch la
superposición más preferible es:
Ec. 12
En análisis más recientes han encontrado que la ecuación anterior es sólo válida para dislocaciones de borde.
En el caso de dislocaciones de hélice se utiliza la combinación lineal de Fleischer donde ,=ðð+ðððð siendo
ðð=(ð+Að)/(1+ðð+ððð/2) siendo A la constante del metal.
Otro ejemplo de superposición considerando la cinética de la formación de las segregaciones de Suzuki y de
la atmósfera Cottrell. La forma es determinada por interacción de corto rango, el último por los campos de
esfuerzo de alto rango de las dislocaciones. En el estado inicial de la segregación de Suzuki esta cinética no
influye. Sin embargo, el equilibrio de la concentración de saturación es alcanzado por asistencia de campo de
Cottrell de alto rango, en un tiempo en un tiempo finito en vez de asintóticamente.
5.3. El esfuerzo umbral para el movimiento de una dislocación simple a temperatura cero.
En un primer paso del comprendimiento físico del esfuerzo cortante crítico (CRRS ðo) de una solución sólida,
una dislocación simple es considerada la cual es forzada en por un esfuerzo cortante externo a moverse a
través de un campo de obstáculos distribuidos fortuitamente a la temperatura cero.
El esfuerzo umbral es definido como el mínimo esfuerzo el cual es necesario para deslizarse a lo largo de los
planos intactos de deslizamiento.
5.3.1. Puntos verdaderos en la superación de obstáculos por la dislocación en movimiento frenado.
Para calcular el esfuerzo umbral en el caso más simple, obstáculos idénticos sin extensión espacial y un
movimiento frenado cuasiestático es considerado. La máxima fuerza de interacción Fm entre una dislocación
y un obstáculo simple es convenientemente caracterizada por el ángulo crítico de rotura ðc:
Fm= 2 T1 sin ðc ð µ sin ðc Ec. 13
Donde la tensión lineal T1 es aproximada por µ /2.
Por ejemplo, tomando el tamaño del efecto de interacción en una interacción de borde en Cu−Ge; Fmð 0.085
µ cuando ðcð 4º, o sea, los obstáculos de solución sólida son bastante disminuidos y el conjunto de la
dislocación resulta bastante fuerte.
8
El significativo espacio entre los puntos de sujeción vecinos a lo largo de la dislocación bajo el esfuerzo ð ha
sido evaluado por Friedel en una aproximación heurística el cual ha sido probado muy poderoso:
Ec. 14
donde la distancia promedio entre obstáculos en el plano Lo= b/ es expresada por la concentración de
obstáculos por átomo, c. El esfuerzo mínimo crítico (esfuerzo umbral) es obtenido aplicando el balance de
promedio de esfuerzos de Fleischer; Fm = ðc b LF, la cual con las ecuaciones 13 y 14 proporciona el esfuerzo
umbral de Friedel−Fleischer:
Ec. 15
La aproximación hecha es bastante buena para ángulos de fractura de 0º<ðc<40º. Una leve modificación de la
ecuación anterior, ðc=0.8, puede ser usada para el intervalo de ángulos 40º<ðc<90º, para obstáculos de punto
fuerte.
El tratamiento anterior es aplicable para el caso de una dislocación fácilmente flexible en el plano de
dislocación de muy bajo Potencial Peierls, o sea, para cristales FCC y HCP. Para casos más complicados de
mayor Potencial Peierls, donde la dislocación se propaga por la creación y movimiento de dobles cerraduras
usará el discurso de Nadgornyi.
5.3.2. Obstáculos de átomos de soluto a la temperatura cero.
En el caso de obstáculos reales en soluciones sólidas, por ejemplo pares de átomos extraños, con su promedio
de distancia lb en el plano de deslizamiento, hemos de tener en cuenta el rango w de interacción entre el
obstáculo y la dislocación. Valores típicamente asumidos son wð2b a 3b. Los obstáculos de deslizamiento
formados por átomos extraños pueden ser siempre considerados para ser disminuidos, Fm<<2TL, ðc es
pequeño.
Fw, w y lb caracterizan que esas barreras están interrelacionadas en sus efectos sobre el esfuerzo umbral. Se
ha mostrado que el valor del parámetro de menor dimensión decide si las barreras de deslizamiento pueden ser
tomadas como puntos de muestra.
Ec. 16
Estadística de Friedel contra Labusch para el movimiento de dislocaciones frenadas.
El primer factor ð2 en la ecuación anterior es una medida de la localización de los defectos, la segunda de su
fuerza: w/lb= sen (ðL/2) da el ángulo ðL, indicado en la figura 3; Fm/2TL=senðc da el ángulo crítico ðc de
acuerdo a la ecuación: Fmð 2TLsenðc (Fig. 4).
2TL/Fm toma usualmente valores entre 3 y 10 para soluciones sólidas reales. Dos configuraciones extremas
pueden ser distinguidas para un obstáculo débil con interacciones de perfiles simétricos de acuerdo a si el
parámetro ðL es mucho mayor o menor que la unidad.
Para el caso de ðL<<1 significa que la solución sólida es muy delicada, lb>>w, y cada obstáculo se opone al
movimiento de la dislocación. El esfuerzo umbral a la temperatura a la temperatura cero, ðoo, calculado por la
Estática de Friedel es dado por la ecuación que podríamos reescribir:
Ec. 17
El factor 0.95 mejora un poco la aproximación de Friedel y Lo es reemplazado por lb=b/cb con al
9
concentración de la barrera cb. Esto puede ser marcadamente menor que la concentración atómica de soluto, si
los pares de soluto o grandes unidades actúan como obstáculos efectivos.
En el caso de ðL>1 para la solución sólida más concentrada, aunque hasta lb>w, y, adicionalmente para la
más débil, se aplican más obstáculos de difusión. Aquí las dislocaciones en la configuración de equilibrio no
pueden evitar la interacción con las fuerzas de oposición de obstáculos, a sus flancos de frente y de espalda,
asistiendo a un esfuerzo externo.
La estadística del caso es llamada Estadística de Mott−Labusch. El esfuerzo umbral crítico se ha encontrado
ser:
Ec. 18
Los exponentes a ðoo ð ( ), habiéndose cumplido la relación escalar:
ð'+ð'=2 y ð'−ð'−('= −1, resultando ð'=1/2, ð'=3/2 y ('=0, en Friedel, y ð'=2/3, ð'=4/3 y ('=1/3 en Labusch. En
ambas ecuaciones se dan ligeras de dependencias de ðoo y C(y Fm). Sin embargo, reciente simulaciones por
ordenador indican la dependencia para grandes concentraciones de soluto.
Mezcla de diferentes solutos.
En los casos reales frecuentemente se presentan diferentes clases de obstáculos al movimiento de la
dislocación, por ejemplo, bosque de dislocaciones y átomos de soluto, en diferente clases de átomos de soluto,
lo cual puede causar diferentes clases de interacciones con las dislocaciones. Relaciones variadas para la
superposición de efectos han sido propuestas. Una regla general explica desde la relación escalar mencionada
anteriormente.
Obstáculos lineales (módulo de canal).
En los conceptos discutidos a lo largo de la extensión de obstáculos en la dirección de la línea de dislocación
es insignificantemente menor, (w<<lb). El módulo de canal trabajado fuera del endurecimiento por solución
sólida considera los obstáculos mandando a lo largo de la dislocación.
Efecto inercial y cantidad de debilitamiento.
El movimiento de la dislocación es viscoso sólo a bastante alta temperatura debido a la interacción de
fonones. Sin embargo, a suficiente baja temperatura, T<20 K y, en particular a 0 K (considerada aquí). En
aleaciones diluidas, el movimiento de las dislocaciones puede ser poco amortiguado envolviendo los efectos
inerciales.
Movimiento poco amortiguado: Comprendamos que una dislocación se aproxima a un obstáculo con
suficiente velocidad puede sobrepasar la próxima posición de equilibrio estático ejerciendo una fuerza en el
obstáculo, el cual ejerce la fuerza máxima en el caso de equilibrio.
De este modo el esfuerzo umbral crítico es reducido en comparación con el valor ðoo determinado
anteriormente. La menor concentración de soluto requerida para que los efectos inerciales aparezcan en
aleaciones diluidas de Cu es C> 10. Evidencias claras de efectos inerciales han sido encontradas en metales
superconductores y aleaciones.
Sintonización de vibraciones en el punto cero.
10
A extremadamente bajas temperaturas (en orden de 1K) y a altos niveles de esfuerzos, los obstáculos pueden
ser cruzados por la dislocación con menor esfuerzo que ðoo si el movimiento es cuasiestático. El último puede
ocurrir si el movimiento de dislocación es gobernado por las leyes de la mecánica cuántica.
5.4. Los efectos de la temperatura en el esfuerzo umbral.
Una de las principales características del comportamiento mecánico de las soluciones sólidas es un fuerte
decrecimiento del esfuerzo crítico cortante de un valor ðoo=ðo (To) hasta ðo a temperatura ambiento (T). Esto
es debido a los efectos de la activación térmica. Ya veremos las principales modificaciones a las teorías T=0
discutidas antes con obstáculos en posiciones fijas.
5.4.1. Vencimiento térmicamente activado de obstáculos fijos.
Discutiremos, a T=0, dos características principales para los cambios del movimiento de la dislocación
inducida por temperatura, en el caso de aleaciones diluidas, con obstáculos de soluto fijos.
i) El efecto de amortiguación: Para temperaturas mayores de 30K la amortiguación por fuerte incremento
viscoso induce un movimiento de la dislocación permanente cuasiestacionaria.
Sobre 20 a 30K la humedad viscosa legará a ser demasiado pequeña para mantener condiciones de
sobreamortiguamiento del movimiento de la dislocación. Entonces los efectos inerciales ayudan al
vencimiento de los obstáculos.
ii) Efectos de la activación térmica: Su principal efecto es la disminución del peso efectivo de todos las
barreras potenciales a lo largo de la línea de dislocación en semejante camino que el decrecimiento en el
tiempo de espera de la dislocación frente a los obstáculos sobrantes para todos los sucesos activados en un
promedio.
Para las soluciones sólidas concentradas, la situación llega a ser más compleja como en átomos simples
mayores, pero ciertos grupos de ellos actuarán como efectivos obstáculos locales, con una clase de fricción
incrementada en los átomos de soluto sobrantes entre ellos.
Modificación de teorías para T=0 movimiento sobreamortiguado.
Los efectos de la activación térmica a un obstáculo simple pueden ser descritos por la ecuación de Arrhenius
par la razón de transición ( (o para la razón de esfuerzo cortante (´ ) de la dislocación a lo largo del obstáculo:
Ec. 19
Ec. 20
con
La frecuencia de ataque ðo es una fracción de la frecuencia de Debye ðD (ðo0 10s).
Qm es la densidad móvil de dislocación y lb la distancia de la barrera a lo largo de la línea de dislocación. ðG
es la entalpía libre de activación de la barrera, la cual tomará usualmente una expansión lineal en el esfuerzo
efectivo ð:
Ec. 20
11
Aquí ðGo es la entalpía libre de activación a esfuerzo efectivo cero, V es el volumen de activación y ð= ð −ðµ
a razón de un esfuerzo atérmico ðµ .
La exacta trayectoria de una dislocación conducida por esfuerzo aplicado a lo largo del campo de obstáculos a
T>0 con un promedio de velocidad descrito, puede ser dastricamente cambiada por fluctuaciones térmicas en
comparación con el caso de T=0. Esto hace más difícil encontrar una razón analítica para el caso de T>0 que
para T=0.
Las simulaciones también revelan el movimiento vibratorio de una dislocación a lo largo de un campo de
obstáculos, el promedio de área barrido fuera durante un suceso de activación es mucho mayor que el
promedio de área por obstáculo, lb.
Esto implica que la activación de energía efectiva y el volumen de activación efectiva puede subir a un orden
de magnitud mayor que un obstáculo.
Combinación de efectos inerciales.
Se ha demostrado que el proceso de superación de obstáculos depende críticamente de las condiciones
iniciales y sólo ligeramente de la forma del potencial.
Calculando la probabilidad para la dislocación para excederse más allá de la barrera, ellos obtienen el
promedio de velocidad total de la dislocación ð, la cual, junto con la densidad móvil de dislocación ðm y la
razón de esfuerzo cortante externo ('=bððm.
5.4.2. Procesos difusivos (obstáculos móviles).
En esta sección barajaremos la condición resumida arriba para ahora que los obstáculos prendidos no están
fijados en la red del plano de deslizamiento y, en particular, a lo largo de la dislocación. Como cualquier
movimiento de los átomos de soluto, este es fuertemente dependiente de la temperatura. Por tanto
discutiremos el proceso para alta, media y baja temperatura.
Relajación de los átomos de soluto en la región del núcleo de la dislocación (baja temperatura).
Evidencias macroscópicas de la relajación de esfuerzo como del rozamiento interno sugieren que ya a relativa
baja temperatura (T<Tm/5, siendo Tm la temperatura de fusión) ocurren efectos de movilidad de los átomos
de soluto. Esto no puede ser un movimiento de alto rango de difusión, pero consiste probablemente en un
cambio de los átomos de soluto a posiciones vecinas favorables en la región del núcleo de dislocación
formando para de Zener para las sustitucionales y pares de Snoek para las soluciones sólidas intersticiales.
A T<Tm/2 la difusión de tubo a lo largo del núcleo de dislocación puede ocurrir. Este mecanismo puede
incrementar también la dureza de los obstáculos. Zaitsev consideraba el movimiento de unión de la
dislocación y los obstáculos durante el tiempo de espera en un tipo de difusión direccional bajo la fuerza
dirigida de la dislocación en el obstáculo y calculó la velocidad resultante de la dislocación.
Los procesos de concurrencia de la difusión impura a lo largo de la dislocación y el cambio difusional de
átomos de impureza entre el núcleo de dislocación y el volumen para una dislocación de bajo esfuerzo externo
han sido considerados detalladamente por Suprun. Por encima de un valor crítico de esfuerzo, el número de
átomos de soluto anclados en la dislocación baja intensamente.
Todo sobre estos procesos ocurre en un rango de temperatura claramente dominado por la activación térmica
desanclando las dislocaciones. Su existencia es sólo notificada en apropiados experimento con bajas
deformaciones o esfuerzos (en altos tiempos de espera) o por muy alta sensibilidad. Con un incremento de la
12
temperatura hay una transición gradual con esfuerzos mucho más fuertes considerados en adelante.
Formación de nubes de impureza (temperatura media).
Si la temperatura es bastante alta y el tiempo de espera tw es lo suficientemente largo, el proceso 5.2.1. (1 ii)
producirá nubes de átomos de soluto (atmósfera de Cottrell o Snoek) alrededor de la dislocación. La cinética
de estos procesos puede ser descrita por la ecuación semiempírica para la concentración de soluto en la región
del núcleo de dislocación:
Ec. 21
con la concentración máxima Cm=Cm(T) en la región del núcleo y el tiempo característico tc el cual depende
esencialmente de la constante de difusión D(T). La ecuación aproxima el conocido , regla para los estados
iniciales de segregación. Juega un papel importante en los procesos de esfuerzos dinámicos envejecidos y
deformaciones inestables.
Arrastramiento de las nubes de impurezas (altas temperaturas)
A altas temperaturas los procesos de difusión son bastante rápidos para establecer las nubes de soluto a las
dislocaciones inmediatamente después de romper lejos de sus obstáculos. Entonces la dislocación se mueve en
una manera cuasiviscosa arrastrando sus nubes de impurezas con ellas, y la curva de deformación es llana. En
este caso la velocidad de dislocación responde a una dependencia lineal de esfuerzo, ð=ð/B.
El coeficiente efectivo de arrastre viscoso B es fuertemente dependiente de la temperatura y gobernado por los
procesos de activación térmica controlando el movimiento de la dislocación a la difusión de los solutos. Como
la nube decrecerá con el incremento de la temperatura, la resistencia al movimiento de la dislocación
decrecerá y desaparecerá a suficiente alta temperatura.
6. Aleaciones FCC.
6.1. Inspección de la conducta macroscópica en aleaciones FCC.
6.1.1. Curvas de esfuerzo de tensión de mono y policristales.
Comencemos con la comparación de las curvas para dos soluciones sólidas FCC típicas, concentrándonos en
la discusión de esfuerzo cortante crítico resuelto (CRSS) y al estado I: los últimos estados de deformación
serán considerados en la sección 7. Seleccionaremos dos sistemas de aleación en su energía de apilamiento (s;
según Steffens CuMn donde restos de (s virtualmente inalterados con mezclado menor de 10at% y CuAl
donde (s decrece rápidamente con el incremento del contenido de Al. Según Carter y Ray. La figura 5 da
algunas curvas de deformación−tensión para un deslizamiento simple. Para policristales, fig. 6, el esfuerzo
cortante y la tensión son dibujados. Las curvas para CuMn (no mostradas) son bastante similares a pesar de
los diferentes valor de (s. La curva de un cristal orientado prácticamente coincide con la de un policristal.
Mientras los cristales de deslizamiento simple muestra los bien conocidos estados I, II y III del trabajo de
endurecimiento, el estado I es escaso en cristales de deslizamiento múltiple (y policristales) debido a la
interacción de varios sistemas de deslizamiento desde el comienzo de la deformación. Haremos notar, sin
entrar en detalles, que los modos de deformación de maclas ocurren en CuAl a esfuerzos altos y en cristales
simples para orientaciones apropiadas y que micromaclas han sido observadas en bajas energías de
apilamiento de defectos en CuSi y CuGe.
Para cristales orientados por un deslizamiento simple el alcance ,II del estado I, el cual es conocido para ser
determinado por el comienzo de deslizamiento en un sistema seguro secundario, mostrando una complicada
dependencia de la concentración de soluto. Un máximo de ,II (C) sobre C= 3at% coincide con el paso de
13
modo de deslizamiento homogéneo a no homogéneo. El último incremento de ,II (C) para C> 7at% es
acompañado por deslizamientos de Lüders.
6.1.2. Dependencia de la temperatura y concentración del CRSS ð0 (T, C).
El CRSS ð0, definido como el valor extrapolado al esfuerzo plástico (=0, excluyendo un punto inicial de
rendimiento, es igual para cristales de deslizamiento múltiple como en cristales de deslizamiento simple. Las
dependencias de CRSS de T y C son mostradas en la figura 7, otra vez para el ejemplo de CuAl, el cual ha
sido investigado para un gran rango de temperaturas. Las aleaciones CuMn con una cercana constante de
energía de apilación de defectos muestran similares comportamientos.
El rápido decrecimiento de ð0 en la baja región de temperatura, debido a una activación térmica es seguido
por la región de `plateau el cual, como se indicó por al línea de rotura en la figura 7, es extensamente cubierto
por un rendimiento dentellado. En cristales de deslizamiento simple, el fin de este régimen Portevin−Le
Chatelier frecuentemente coincide con un máximo valor de CRSS a la temperatura Tm, ð0M=ð0 (Tm). Esto
ha sido encontrado también en otras aleaciones con base de cobre como CuZn y CuGe pero no en CuN.
Más allá del máximo (T>Tm) rastro de cargas es liso y otra vez decrece rápidamente con el incremento de
temperatura se aproxima a una curva común para todas las aleaciones.
Para una discusión de la dependencia ð0 (T, C) en el límite de los conceptos teóricos por encima de 300K en
la sección 6.3., una recopilación de los datos de CRSS es dada en la figura 8, para diferentes aleaciones de
base de cobre comparando la dependencia de la concentración a temperatura cercana del comienzo de la
región de plateau.
Una impresionante similaridad de diferentes sistemas es observada; la misma es observada a una región de
baja temperatura.
Sin embargo, una dependencia no simple del poder parece ser válida para un rango entero de concentraciones,
esta dependencia varía con la temperatura. En un dibujo especial sugerido por Basinski, la similaridad llega a
ser bastante evidente. La llamada regla de equivalencia de esfuerzo. Desviaciones de esta regla son discutidas
por Schwink y Wille.
6.1.3. Dependencia del CRSS del tipo de tensión.
Uno de los importantes métodos experimentales que gana perspicacia dentro de los procesos de activación
térmica de dislocaciones a obstáculos discretos es medida, en suma de la dependencia de la temperatura del
CRSS es sensiblemente tipo de tensión S a varias temperaturas fijas:
Ec. 22
donde ð1 y ð2 son medidas de esfuerzo cortante a razón de tensión (1 y (2, respectivamente. S es conectada
directamente con el volumen de activación efectivo en la ecuación de Arrhenius si (0=b ld Qmð0 y ðG son
constantes:
Ec. 23
6.2. Inspección de observaciones macroscópicas.
Las curvas macroscópicas de deformación−tensión y su variación con los parámetros disponible naturalmente
dan una información de la anchura media de los microprocesos que ocurren en el ámbito de dislocación. Por
lo tanto, mucho esfuerzo ha sido gastado en coger información directa. En particular, las microobservaciones
14
mostrarán una transición característica del modo de deslizamiento de homogéneo a no homogéneo y planal
con el incremento de la concentración.
6.2.1. Estructura y formación de las líneas de deslizamiento.
Un rango prominente revelado por la línea de deslizamiento es la rudeza de los patrones de líneas de
deslizamiento en aleaciones. La reproducción del microscopio electrónico muestra que las líneas de
deslizamiento en estado I permanecen bastante similares a estas en cobre (o sea, muy débil, larga y cerca de
una distribución azarosa) en aleaciones de cobre con un poco % de soluto.
Esto es llamado deslizamiento homogéneo (aunque, estrictamente hablando, el deslizamiento es naturalmente
homogéneo) y a veces referido a deslizamiento ondulado.
Para mayores concentraciones, una creciente tendencia de apilarse de las líneas finas es observada, lo cual se
llamará deslizamiento no homogéneo. A concentraciones aún mayores, ej. >6at% en CuAl y CuGe, >12at%
en CuZn, >11at% en CuMn), aparecen los racimos de líneas fuertes, llamados bandas de deslizamiento. Aquí,
un cortante considerable ocurre en los planos virtuales de deslizamiento. Esta situación es llamada
deslizamiento planal desde grandes grupos de dislocaciones en planos virtuales de deslizamiento simple son
observados en microscopios de transición de electrones (TEM).
La formación de esas bandas de deslizamiento ha sido estudiada en microscopios de luz. En ellos parece
envolver una sucesión de líneas de deslizamiento. Siempre que la primera línea de deslizamiento origine una
distancia bastante lejana desde otra banda de deslizamiento, es formado en muy poco tiempo (10µs),
correspondiendo al rango mayor de la velocidad de dislocación en m/s.
Sin embargo, la razón se atrasa bajando rápidamente por ordenes de magnitud cuando el número de líneas por
banda aumenta. De esto ha sido deducido que el sobreesfuerzo local y los mecanismos de destrucción de
obstáculos favorecen la formación de extensos grupos de dislocaciones. Se mueven rápidamente hasta la
interacción de grupos vecinos de espacio cerrado atrasando el movimiento de nuevas dislocaciones en las
bandas de deslizamiento.
6.2.2. Estructura de la dislocación.
Para esfuerzos en breve después del alcance del CRSS, en cristales orientados para deslizamiento simple nos
encontramos con incremento de la concentración de soluto, una transición desde estructura de dislocaciones
homogénea como en Cu, a una más no homogénea (envolviendo quietos muchos activados, pero claramente
correlacionados con planos de deslizamiento vecinos ), sobre un arreglo planal ( multipolos extendidos en
pocos planos de deslizamiento simples).
Esta transición es también observada en aleaciones en el que (s no decrece, pe. En NiFe y NiCr.
Gerold y Karnthaler también llegaron a la conclusión de que la destrucción de ordenes de corto rango o
segregación puede ser la razón de este fenómeno con mayor probabilidad que la obstrucción de los
deslizamientos en cruz. Recientemente Hong y Laind discutieron esta transición en el límite de las fuerzas de
fricción en aleaciones sobre la inhabilitación facial de los deslizamientos cruzados. Nos restringiremos al caso
simple de deslizamiento homogéneo en la nueva discusión.
Para cristales CuMn orientados para deslizamiento, por otro lado, una estructura celular de dislocaciones es
encontrada al desarrollarla desde el comienzo de la deformación. Las estructuras de dislocación desarrolladas
durante una deformación de alta temperatura en aleaciones de solución sólida han sido revisadas
recientemente por Ortava y Cadek. Han caracterizado la formación de formas secundarias por condensación
de muros de celdas.
15
6.2.3. Movimiento de la dislocación.
Recientes investigaciones, por microscopios de transmisión de electrones, en serie de aleaciones CuZn con
concentraciones entre 5 y 30at% Zn han confirmado la correlación de movimiento bastante liso de las
dislocaciones en extensos grupos para >16at% Zn. Para < 12at% >Zn las dislocaciones simples se mueven de
manera vibratoria: principalmente una sola dislocación en un tiempo corre el campo de vista frecuentemente
excede la resolución acordada y, además, mostrando un montón de sucesos de deslizamientos cruzados a
pesar de la baja energía de apilación de defectos.
Hasta semejantes sucesos de deslizamiento cruzado en TEM, la deformación debe ser debida a efectos de la
superficie, la falta de dependencia de la frecuencia observada de los deslizamientos cruzados con el
incremento de la concentración de soluto parece indicar que los sucesos de deslizamiento cruzado son menos
dependientes de la energía de apilación de defectos de lo que se acepta generalmente.
La transición desde un movimiento vibratorio de las dislocaciones a temperatura ambiente a un movimiento
viscoso a temperatura más a allá de los efectos PLC (T>Tm) ha sido observado in situ en TEM.
Las medidas de la velocidad de dislocación por la técnica de pulso de esfuerzo fueron hechas usando ataques
químicos. Kleintges y Haasen encontraron que sólo las medidas recientemente al movimiento de la
dislocación son de confianza. Los correspondientes resultados producían una dependencia de esfuerzo de la
velocidad en un poder bastante alto de esfuerzo (cuyo comportamiento puede ser expresado por Arrhenius).
Para Cu−5at% Ni la velocidad medida para ataques químicos acuerda satisfactoriamente con el resultado
cinematográfico de la línea de deslizamiento y el muy rápido primer periodo de crecimiento para la banda
aislada de deslizamiento simple es comparado, interacciones dúctiles con otras dislocaciones sobre planos de
deslizamiento vecinos.
Los resultados por ataque químico muestran que la velocidad promedio a CRSS macroscópico toma un valor
de varios cm/s para todas las aleaciones CuNi con concentraciones de soluto entre 0.35 y 5at% a temperatura
ambiente. Para CuAl, Kleinlges y Haasen encontraron a los bordes de dislocaciones moverse más lentamente
que las hélices a un esfuerzo dado, como esperando desde la interacción de efecto de tamaño y u cualitativo
conforme con las medidas de la línea de deslizamiento en aleaciones CuZn. Esta también de acuerdo con el
esfuerzo de fricción mayor para bordes comparado a las hélices encontrando por TEM desde la curvatura de
las vueltas de la dislocación en Cu 5 a 15at% Al por Prinz.
7. Endurecimiento por solución sólida y endurecimiento de esfuerzo en cristales densamente
empaquetados.
En ejemplos de deformación, en suma del endurecimiento por soluto, se presenta trabajo de endurecimiento
como otro mecanismo de endurecimiento. Esta situación será considerada en la siguiente sección, nuevamente
dividiendo la discusión en los casos de baja temperatura (obstáculos fijos) y alta temperatura (obstáculos
móviles, proceso de difusión). En suma, en esta sección daremos un corto repaso del relativo desconocimiento
en aleaciones con estructura de empaquetamiento hexagonal compacta.
7.1. Aleaciones FCC a baja temperatura (T<300K).
7.1.1. Comportamiento macroscópico.
Las curvas de esfuerzo−tensión de policristales y cristales simples de estructura FCC se muestran en la figura
5 y 6. Esto indica que excepto para el estado I, en cristales orientados con deslizamiento simple, los tipos de
endurecimiento de trabajo son sólo afectados por la aleación.
16
En una primera aproximación, las curvas son trasladadas a la escala de esfuerzo cortante resuelto ð justo por
el CRSS ð0, siendo ð (C)=ð0 (C)+ðr (() ,donde ðr denota la contribución por endurecimiento de tensión. La
simple suma de dos mecanismos de endurecimiento está siendo esperada sólo para baja concentración de
soluto, donde el deslizamiento es homogéneo, de otro modo el esfuerzo medio ( no sería un valor seguro de
suceso microscópico.
En cristales orientados de deslizamiento múltiple, por ejemplo CuMn con c<5at%, según Neuhaus y Schwink,
son más apropiados para las comparaciones que el deslizamiento simple por la falta de estado I. El dibujo de
la razón de endurecimiento de trabajo ð=dr/d( contra el esfuerzo reducido ðr=ð−ð0 para aleaciones puras de
Cu y CuMn orientadas en planos [1 0 0] y [1 1 1] muestra que, para ðr>20MPa, el comportamiento común de
cobre puro es aproximado por la aleación para cada orientación lo cual significa la transición al
comportamiento de adición simple. La razón de endurecimiento inicial de la aleación rebasa el cobre puro
sobre 60−70%.
Los policristales exhiben unas similares curvas de tensión−deformación como los cristales de múltiple
deslizamiento. Nakanishi y Suzuki estudiaron la dependencia del tamaño de grano d acordando la relación
Hall−Petch para esfuerzo rendido ðy=ði+ky(con las constantes ði y ky independientes de d) para aleaciones
CuAl y CuNi y encontraron diferentes características en el parámetro Hall−Petch ky. Cálculos de la
redistribución de esfuerzo entre granos en aleaciones policristalinas deformadas han sido perfeccionados por
Zhu y Weng.
7.1.2. Evolución de la microestructura.
En cristales de múltiple deslizamiento de Cu, Gottler y Ambrosi revelaron ya en los primeros estados de
deformación y mostraron una cercana igualdad en la distribución de las dislocaciones de todas las
características y equivalentes sistemas de deslizamiento. En cristales de simple deslizamiento de cobre, según
Mughrabi, la estructura de celda puede revelar gradualmente durante el estado II y, en particular, después de
la transición al estado III.
Por lo tanto, el caso de múltiple deslizamiento es más conveniente en el orden de comprender los importantes
mecanismos de endurecimiento y superposición.
El mismo comportamiento que en cobre puro ha sido observado en cristales de solución sólida (Neuhaus y
Schwink) con la importante diferencia de que a un esfuerzo reducido dado ðr=ð−ð0 , la anchura de las paredes
de celdas es mayor que en cobre puro, mientras que la densidad de las dislocaciones dentro de las paredes Qw
es prácticamente la misma. Como el interior celular es cercanamente libre de dislocaciones, la densidad de
dislocación media total es unida con la fracción de volumen de la pared fw por Qt=Qwfw. El comportamiento
de la densidad total de dislocaciones Qt y la fracción fw con el incremento de esfuerzo reducido ðr es
mostrado para cristales de Cu y CuMn para comparación en las figuras 9 y 10. Tanto Neuhays, Hilscher y
Wilkens mostraron que, en el rango de esfuerzos reducidos>20MPa, el proceso de endurecimiento en las
aleaciones es el mismo que en metales puros. Con la densidad extraña en la pared de la celda, Qwf, el
esfuerzo de flujo total de todos los ejemplos coincide en una línea común de acuerdo con:
ð = ð0 + ðwf µ b Ec. 24
La experimentación encuentra un valor de ðfw= 0.26±0.03 comparada favorablemente con el menor valor ð
calculado para las reacciones de cruce de atracciones cortante entre dislocaciones.
7.1.3. Superposición de endurecimiento de solución sólida y endurecimiento de tensión.
Los resultados mostrados en las secciones anteriores indican una superposición lineal de las dos
contribuciones en un ancho rango de endurecimiento de trabajo, al menos en cristales simples de solución
17
sólida con orientación de deslizamiento múltiple y deslizamiento homogéneo.
Semejante suma es esperada para una mezcla de muchas dislocaciones (por ejemplo, barrera de soluto) y
pocos obstáculos fuertes (dislocaciones externas). Un control bastante sensible para las leyes de superposición
es la dependencia de la sensibilidad esfuerzo de la razón de tensión; el sobrellamado dibujo Haasen: S (ó 1/V)
contra ð. Un comportamiento lineal con el mismo declive que para un solvente puro indica una superposición
lineal de las contribuciones de esfuerzo.
Ejemplos para aleaciones CuNi muestran aproximadamente este comportamiento; la mejor temperatura para
menor deformación. Den Otter y van de Beukel encontraron que esta simple relación es sólo válida en
aleaciones CuNi policristalinas mientras para CuAu y CuZn han sido modificadas. Experimentos en serie de
aleaciones policristalinas con base de cobre por parte de Vöhringer y Macherauch muestran comportamientos
similares que en cristales simples.
7.2. Aleaciones FCC a temperaturas elevadas (T>300K).
7.2.1. Recuperación estática y dinámica.
Los principales microprocesos a temperaturas elevadas son la aniquilación de dipolos y recorte de segmentos,
frecuentemente soportados por deslizamiento cruzado de tornillo y subida de los componentes al borde,
también como la poligonización de dislocaciones por reordenación dentro de configuraciones energéticamente
más favorables. Son en principio el mismo en metales puros y aleados: primero una formación de paredes de
celdas dentro de sublímites, entonces se produce endurecimiento de la estructura sublímite. De acuerdo a la
interacción de solutos en dislocaciones, la estática tanto como la dinámica, la recuperación procesos será
retardada debido al esfuerzo friccional de los solutos.
El comienzo de los procesos de recuperación puede ser más fácilmente controlados en el dibujo ðr−ð, según la
figura 11, el cual ha sido seleccionado para solución sólida intersticial FCC. La recuperación puede llevar a
transitorios complicados si el cambio de temperatura o de razón de esfuerzo es hecho en un test de tensión o
un cambio de esfuerzo en un test de deslizamiento. Takeuchi encontró para cristales simples una pronunciada
dependencia del endurecimiento por trabajo en la orientación inicial del cristal: mientras efectos no
dramáticos ocurren en cristales de deslizamiento múltiple. Este supuesto está interconectado con la
intersección de dislocaciones moviéndose en diferentes planos de deslizamiento y arrastrando sus atmósferas
de soluto. La recuperación es probablemente superpuesta en particular en la forma decreciendo ðmáx. con el
incremento de la temperatura.
7.3. Aleaciones HCP.
Los rasgos especiales del endurecimiento por solución sólida en otras estructuras empaquetadas cerradas, la
estructura hexagonal compacta, son conectados con la posible variación de la razón axial con la composición
y los diferentes comportamientos de sistemas de deslizamiento basales y no basales cambiando con la
aleación. Estos sistemas han sido muy investigados.
7.3.1. Esfuerzo cortante crítico resuelto.
Las aleaciones Mg han sido estudias, por ejemplo, por Scharf y Lukac (MgCd, cristales simples) y Akhtar y
Tegtsoonian (cristales simples de MgZn), cruzando la razón axial ideal de con la posibilidad de deslizamiento
basal tanto como de deslizamiento piramidal o prismático.
La dependencia de la temperatura del CRSS para deslizamiento basal es similar al caso FCC, con un fuerte
decrecimiento con el incremento de la temperatura en el rango por debajo de la temperatura ambiente y en la
región de plateau a mayor temperatura, pudiendo ser interpretada por consiguiente, con el rasgo especial de
18
que el efecto de tamaño y el efecto de módulo parecen ser sumados. Para deslizamiento basal, figura 12, la
suma de solutos incrementa el CRSS para todas las temperaturas y decrece la aparente activación de volumen.
Por encima de 0.025at% hay sólo un incremento del corto rango de obstáculos, o sea, de los componentes de
activación térmica del CRSS ð, mientras a mayor crece ð y ðµ (componentes atérmicos).
Estimaciones cuantitativas indican una transición del porcentaje de mecanismos controlados desde la
intersección de dislocaciones foráneas a muy bajo c (donde la densidad de dislocación foránea aumenta con la
aleación, según Seeger) a dislocación anclada por los átomos de soluto a mayor c.
Para deslizamiento prismático, el cual es importante al sumarlo con el deslizamiento basal en agregados
policristalinos, los efectos de una solución debilitada han sido observados a bajas temperaturas en sistemas
con menores razones axiales (MgLi, Ahmadied), a iguales razones axiales (MgZn, figura 12) y a mayores
razones axiales /MgAl, Akhatar y Teghtsoonian)
Para mayores temperaturas, el CRSS crece a menor c y decrece para mayores niveles de c. Esto es explicado
por el crecimiento de ðµ y el decrecimiento de ð,con el contenido de soluto, y el último por el decrecimiento
del esfuerzo de Peierls, el cual es supuesto al deslizamiento de control prismático contrariamente al
deslizamiento basal. Probablemente la nucleación de un par de enroscadura llegará a facilitarse con la
presencia de una pequeña cantidad de soluto (según Mitcell y Raffo) similar a los materiales BCC.
La dependencia de la temperatura del CRSS de aleaciones de base de cadmio muestra un comportamiento
simple térmico bastante similar al encontrado en cristales FCC en el bajo rango de temperaturas. El parámetro
de interacción ,L determinado a muy baja temperatura (Nauratil) ha sido encontrado ser en buen acuerdo con
la teoría de Labusch si la interacción de soluto con el borde de dislocación es tomada controlando la razón
con: ,L =[ð²+(ð²+ð²)]½.
Además, para cristales de aleación Zn, en el rango de muy baja temperatura (Mikulowski y Wielke) han
detectado un comportamiento anómalo similar que en cristales FCC.
Estas anomalías incrementas con las deformaciones y se supone se originan desde el movimiento amortiguado
de la dislocación como ha confirmado un reciente análisis de Zagornik. Estos muestran que los obstáculos de
razón controlada en realidad no son simples átomos de impureza, sino pares complejos, los cuales a menos de
T=30K son superados como resultado de la cantidad de movimiento de los segmentos de dislocación.
7.3.2. Comportamiento con endurecimiento de trabajo y alta temperatura.
Debido a la menor temperatura de fusión y recuperación rápida correspondida en metales HCP se realiza a la
temperatura ambiento, los resultados medidos en trabajos de endurecimiento son difíciles de interpretar. La
recuperación es supuesta ser la razón del máximo observado de la razón de endurecimiento por trabajo en la
fácil región de deslizamiento (estado A) a T/Tm=0.3 encontrado para Zn, Cd y CdZn pro Wielke y Hamerski.
La concentración observada y la dependencia de la temperatura de la razón de endurecimiento por trabajo del
estado A se parece que del CRSS para deslizamiento prismático y es explicado entonces por el deslizamiento
cruzado de los segmentos de dislocaciones en planos prismáticos. Esto produce cortos trozos de dislocación
foránea, pero por otro lado realiza aniquilación más probable con el incremento de la temperatura, causando
una forma máxima de esfuerzo al final del estado A, similar al máximo de la razón de los esfuerzos críticos
para deslizamiento prismático y basal.
La longitud del estado A es determinado por la formación de dislocaciones sésiles por una reacción de las
dislocaciones basales con los sistemas de dislocaciones piramidales. Semejantes reacciones son más difíciles
que las análogas reacciones Lower−Cottrell en cristales FCC, porque en HCP usualmente el CRSS para
deslizamiento basal es mucho menor que para deslizamiento no basal.
19
Para mayores temperaturas, similares procesos de difusión de soluto son discutidos en 5.4.2., resultando un
rendimiento serrado durante la deformación el cual es frecuentemente observado en la región de plateau de la
curva ð0(T). Una reciente investigación del fenómeno PLC en aleaciones Zn−0.2at% Ga y Zn−0.2at%Ag
afirma que para estas aleaciones un intervalo definitivo de temperaturas fue identificado donde ocurre la típica
carga serrada, los cuales son localizados con la localización de las deformaciones en bastas bandas de
deslizamiento, bastante similares al caso de aleaciones FCC.
Otro fenómeno típico a alta temperatura, superplasticidad (Langdon) fue estudiado en aleaciones HCP por
Vostry en aleaciones Zn−0.25wt% Cd, y encontró que lo que ocurría cuando para tamaños bastante grandes
de los átomos en Zn 1.1wt% Al. Investigaciones extensas de la dependencia de la temperatura y de la razón de
tensión han sido perfeccionadas por Malek en aleaciones Zn 0.35wt% Al −0.25wt% Cd mostrando la mejor
condición de superplasticidad a T=37=K (=0.53Tm) a una razón de tensión de ,'=1.7 s.
8. Efectos de la solución sólida en aleaciones BCC.
Las soluciones sólidas con estructuras BCC ciertamente poseen mayor importancia en aplicaciones prácticas
debido a su esfuerzo excepcional y a su variabilidad. El comprendimiento de los efectos de endurecimiento en
estos sistemas es difícil por varias razones las cuales distinguen la deformación plástica en estructura BCC.
8.1. Peculiaridades de plasticidad en estructura BCC.
Las peculiaridades de la plasticidad de metales BCC son:
Una fuerte dependencia de la temperatura de la curva de endurecimiento por trabajo.
La existencia de una temperatura crítica Tk debajo de la cual incrementa muy rápido el CRSS con el
decrecimiento de la temperatura.
La aparición de planos de deslizamiento no cristalográficos observados por líneas de deslizamiento en la
superficie del cristal.
La fuerte dependencia de CRSS en la orientación cristalográfica de los ejes de la deformación y una
pronunciada asimetría para cargas de tensión y compresión.
Los especialmente fuertes efectos de pequeñas cantidades de átomos de soluto intersticiales.
Estas peculiaridades han sido encontradas para las peculiaridades siguientes de estructuras BCC y sus
dislocaciones:
Contrariamente a las estructuras de empaquetamiento cerrado (FCC y HCP) la estructura BCC permite no
sólo sustitucional sino también una variedad de soluciones sólidas intersticiales. Debido a la tetragonalidad de
los campos distorsionados de intersticios, su interacción con las dislocaciones es mucho mayor que en los
átomos sustitucionales. Efectos especiales resultan de la interacción de átomos extraños sustitucionales e
intersticiales en estructura BCC implicando que sus efectos no son aditivos.
Las dislocaciones en estructura BCC muestran diferentes núcleos divididos dependiendo de su carácter:
mientras los bordes de dislocación se extienden en sus planos de deslizamiento y entonces se mueve con
bastante facilidad, la dislocación de hélice muestra una complicada estructura de núcleo con una división
20
triplicada, según Vitek. La existencia de dos configuraciones equivalentes del núcleo caracterizada por la
polaridad implica un especial alto potencial de Peierls para la propagación de hélices y responde de las
direcciones de deslizamiento no cristalográficas. Las dislocaciones de hélice controlan el esfuerzo de flujo
microplástico (después de una extensa región microplástica debido al movimiento de los bordes y
enroscaduras en dislocaciones mixtas).
• El esfuerzo de Peierls de varias hélices varía con el tipo de esfuerzo aplicado (violación de la ley de Schwid
del CRSS) y hay un esfuerzo inducido asimétrico en el movimiento de hélices. Esto responde de la
observada dependencia complicada de flujo de esfuerzo en la orientación del cristal. La sensibilidad del
esfuerzo de Peierls para resalto de los potenciales atómicos es responsable de las diferencias entre varios
metales BCC.
• Los efectos de solutos en el movimiento de hélices pueden ser duplicado: de un modo, la propagación de la
dislocación por nucleación de enroscadura y movimiento lateral es retardada por los obstáculos de soluto en
el plano de deslizamiento; con fuertes efectos paraelásticos también en hélices debido a la distorsión
tetragonal. Por otro lado, por su campo de esfuerzo, el soluto puede ayudar a la creación de un nuevo par de
enroscadura, resultando una reducción de la resistencia al movimiento de la dislocación si la nucleación es
razonadamente controlada (solución sólida blanda).
En comparación con las aleaciones FCC, existen las siguientes diferencias:
dð0/dT de las aleaciones BCC para T<Tk es menor que en los metales puros.
La dependencia de la concentración es lineal y la solución debilitada a baja T es observada en muchas
aleaciones BCC.
La razón de endurecimiento ðð0/ðC para aleaciones BCC depende principalmente del módulo de
desplazamiento.
En aleaciones BCC la densidad de dislocación aumenta rápidamente en el estado inicial de deformación
plástica y alcanza una densidad de equilibrio la cual da el menor esfuerzo a una razón dada de tensión.
Viendo la gran variabilidad en soluciones sólidas BCC, nos restringiremos a seguir unos ejemplos típicos de
recientes resultados de sistemas de Fe.
8.2. Endurecimiento por soluto y debilitamiento de cristales BCC por átomos sustitucionales.
Las peculiaridades de la plasticidad BCC son generalmente anuladas por la suma de átomos sustitucionales,
entonces el intervalo de temperatura para los tres estados de endurecimiento por trabajo son extendidos a bajas
temperaturas con el incremento del contenido de soluto; el flujo de esfuerzo, la razón de endurecimiento por
trabajo en el estado I y la longitud del estado I aumentan según Sestak y Seeger.
Para >6at% Si las curvas de endurecimiento por trabajo llegarán a ser parabólicas sin depender de T. La
dependencia de la orientación decrece en el incremento de la concentración de soluto.
Los solutos causan un fuerte cambio de la estructura de la línea de deslizamiento, en lugar de planos
ondulados cercanamente homogéneos en cristales puros, agudiza y sólo pasos de deslizamiento delgadamente
ondulados son observados en aleaciones; ellos son apilados y orientados en el medio a lo largo de planos ( 0 1
1) de máximo esfuerzo. Los pasos de deslizamiento son más fuertes a 195K que a la temperatura ambiente.
La dependencia de la temperatura del CRSS muestra un incremento de ð0 a temperatura ambiente y de la
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temperatura crítica Tk con el incremento de la concentración de soluto. Como ejemplo, para aleaciones de Fe,
los solutos sustitucionales V, Cr y Co producen debilidad; los solutos Si, Mo y en particular P producen un
fuerte efecto de endurecimiento correspondiendo a un gran módulo de interacción.
A baja temperatura en muchos sistemas, un delgado decremento del campo de esfuerzo con el incremento de
la concentración de soluto en un poco porcentaje es observado y llamada aleación debilitada. Esto desaparece
tanto a mayor como a menor temperatura.
La complicada interferencia de endurecimiento y debilitamiento inducido por diferentes especies de soluto en
los varios solventes y los problemas de extracción de purezas intersticiales desde la estructura BCC para un
largo tiempo han sido impedidos mediante el establecimiento del mecanismo para el debilitamiento de soluto.
En algunos sistemas uniformes, la interacción entre constituyentes intersticiales y sustitucionales es necesaria
para la sucesión de aleaciones debilitadas.
A muy baja temperatura, anomalías en la temperatura y la dependencia de la razón de esfuerzo del CRSS han
sido observadas: lo cual ha sido explicado por las vibraciones mecánicas de las dislocaciones o muy
recientemente por la estática cuántica de la nucleación por enroscadura.
Mientras en muchas otras aleaciones sustitucionales de Fe (FeSi, −Mo, −Ge, −Be, −Ni, −Pt, −Cr) ð0 a la
temperatura ambiente incrementa linealmente con la concentración, en una definitiva desviación de la
linealidad ha sido observada a muy grandes concentraciones para cristales simples. Además, una dependencia
de CRSS en el final del tratamiento de calor ha sido notada, indicando una influencia de orden de corto rango
(SRO).
En aleaciones con una alta concentración de soluto como Fe−7 a 20at% Si, efectos de orden dan una
contribución considerable al endurecimiento mecánico.
Buchner y Pitsh determinaron la energía configuracional en soluciones sólidas SRO, y Falk y Vúchner
consideraron los parámetros LRO y SRO incluyendo la destrucción de orden por deformación plástica.
En la región de alta temperatura, ha sido observado flujo serrado y para Fe con 0.15 at% Ti y 1.5 a 3at%Ni y
Si con tipo B y C de serraciones y la propagación de las zonas de deformación, similar a la FCC.
Por consiguiente, son comúnmente discutidos los límites de los efectos difusivos. Desde la serración, una
energía de activación ha sido deducida la cual es la mitad para la difusión de átomos sustitucionales en Fe.
Experimentos de recocido contradicen la hipótesis de vacancia como razón de la alta difusividad.
8.3. Endurecimiento por soluto y debilitamiento de cristales BCC por intersticios.
Sólo pocas investigaciones de confianza existen sobre endurecimiento por solución sólida por intersticios
debido a la gran dificultad para eliminar todos los rastros desconocidos de ellos (C, N, O, H) desde la red
BCC. Los ejemplos indican grandes efectos de endurecimiento por sólo una baja cantidad comparativa de
átomos intersticiales como esperando desde sus distorsiones tetragonales. Para T>Tk el CRSS, la razón de
endurecimiento en el estado I y su longitud incrementan con el contenido de soluto, mientras la razón de
endurecimiento de trabajo máximo ðc decrece. Las pocas líneas de deslizamiento estudiados indican una
tendencia de incremento de un basto deslizamiento con preferente deslizamiento simple aproximadamente a lo
largo del plano de máximo esfuerzo cortante.
Para T<Tk el efecto de endurecimiento es superpuesto por un debilitamiento de la solución sólida, similar
pero menor que en las aleaciones sustitucionales. Esto llegará a ser evidente en una región de baja temperatura
sólo si materiales muy puros comienzan a ser utilizados. Los experimentos más recientes de alta pureza y
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cristales dopados han soportado la existencia de un efecto intrínseco de aleaciones debilitadas, mientras en
algunos sistemas de efectos intrínsecos de barrido (la interacción química entre suma de aleaciones con
impurezas formando compuestos con un bajo efecto de endurecimiento).
Del mismo modo, las características cualitativas similares de los tres tipos de debilitamiento, debilitamiento
debido a los efectos químicos (N−dopados Fe) debido a los defectos del estado I y a los defectos del estado III
producidos por la irradiación de electrones y recocido de ð−Fe puro son indicados. Además, el soporte de
efectos de debilitamiento intrínseco por soluto en dislocaciones de hélice proviene de TEM en observaciones
in situ del FeC en un rango de temperaturas de 100 a 180K mostrando directamente el soluto debilitado a
microescala. De acuerdo a los análisis de energía de activación, los efectos difusivos ocurren también en
aleaciones intersticiales.
9. Efectos de la solución sólida en sistemas no−metálicos.
Las soluciones sólidas cristalinas no−metálicas son, no sólo un excelente sistema de test para la teoría de
dislocación a una fácil producción y manejable de varios cristales perfectos, sino que son también de interés
en muchas aplicaciones. Nosotros consideraremos en adelante unos pocos aspectos de las propiedades
mecánicas de las soluciones sólidas de estos sistemas, donde las interacciones de la dislocación con solutos
son importantes y, en particular, las interacciones electrónicas vienen entrando en juego.
9.1. Sistemas con estructuras alcalino−halidas.
9.1.1. Solución sólida diluida (C<1000ppm).
Mientras los cristales simples de NaCl son bastante dúctiles a la temperatura ambiente, y por debajo los
policristales de NaCl muestran una transmisión de comportamiento dúctil a frágil a una dependencia de la
temperatura a razón del esfuerzo (debido a esto, la plasticidad a la temperatura ambiente es posible sólo para
,<s, según Haasen). Esta transición es levemente dependiente del contenido de soluto para soluciones diluidas.
Esto se supone que ocurre porque el esfuerzo de fractura puede ser menor que el esfuerzo de activación para
todos los sistemas de deslizamiento en los granos del policristal, necesario para acomodar la deformación de
granos vecinos. Con el incremento de la concentración de soluto sobre 1000 ppm se produce una transición
desde deslizamiento homogéneo ondulado hasta deslizamiento localizado no homogéneo debido a esta
influencia en deslizamiento cruzado y concentraciones de esfuerzo resultante en accidentes, la transición a
comportamiento frágil ocurre a una temperatura alta para la misma razón de esfuerzo.
Es establecido que el deslizamiento ocurre en cristales alcalino−hálidos en dos sistemas diferentes de
deslizamiento, esto es {1 1 0} [1 1 0] con baja, y {0 0 1} [1 1 0] con alto esfuerzo de Peierls. La diferencia en
el CRSS depende de los componentes ionizados. Nucleación de doble enroscadura y controles de propagación
del CRSS a bajas temperaturas. Correspondientemente a baja temperatura y pequeña concentración ha sido
observado el soluto debilitado, y a muy baja temperatura han sido encontrados efectos inerciales y efectos
cuánticos. Los átomos de soluto tienden a formar complejos dipolos con las vacancias, si sus valencias no
coinciden con la de los átomos anfitriones. El metal resultante de pares de dipolos ión−vacante con su
distorsión tetragonal proporcionan una interacción efectiva con la dislocación la cual en cristales iónicos
además acarrea una carga efectiva. Por ejemplo, la máxima fuerza de interacción puede ser estimada de 10 N
para varios alcalino−halidos con impurezas bivalentes. Por lo tanto, un rango extendido de CRSS de baja a
media temperatura es caracterizado por esta interacción de dislocaciones simples con los complejos dipolos.
Con el incremente de T, estos obstáculos llegan a ser móvil y tiende a reorientar el campo de distorsiones de
la dislocación de acuerdo a la interacción Snoek−Schoeck resultando una extensa región de plateau en una
temperatura dependiente del CRSS. A mayor T, ð0 decrece rápidamente porque la fácil movilidad de los
dipolos queda semejante sólo a la interacción con las dislocaciones.
De este modo, como puede ser visto en la figura 13 para la dependencia de la temperatura del CRSS, tenemos
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procesos bastante similares y dependencias del CRSS a estos en aleaciones metálicas FCC y BCC. Son
similares las curvas de endurecimiento en los tres estados de trabajo y la localización de deslizamiento en las
bandas de deslizamiento. La naturaleza cooperativa del deslizamiento de dislocaciones en alcalino−hálidos ha
sido establecida por medidas del ruido eléctrico producido por el movimiento de dislocaciones cargadas. Una
importante diferencia de aleaciones metálicas es la alta densidad de defectos deformación−puntos producidos.
Es una consecuencia del arrastre de empujes cargados, y la pronunciada actividad de deslizamiento cruzado el
cual puede ser reconocido en la estructura fina de la anchura las bandas de deslizamiento y fue atribuido a la
alta energía de apilamiento de defectos.
Recientes investigaciones usando el efecto Blaha tienen éxito en la separación del esfuerzo efectivo del
esfuerzo total y los efectos de las dos clases de obstáculos (dislocaciones foráneas y defectos tetragonales).
9.1.2. Soluciones sólidas concentradas.
Consideraremos ahora la deformación de aleaciones concentradas, la cual en realidad es mezcla de dos tipos
de alcalino−halidos, por ejemplo KCl y KBr, sobre el rango de concentración intacto. Investigaciones de estos
sistemas para un rango de temperatura de 1.6 a 923 K han sido realizadas por Sakamoto y Yamada. Ellos
interpretaron sus resultados en base a simulaciones de computadora de movimiento deslizante de la
dislocación asumiendo un efecto de tamaño para ambos iones Cly Br y sumado al esfuerzo de Peierls con la
variación periódica a lo largo de la trayectoria de la dislocación. La figura 14 muestra el CRSS en
dependencia de la concentración y la temperatura, indicando los efectos de soluto debilitador en la curva 4.2
K c bajas concentraciones. Las curvas de deformación−esfuerzo muestran el efecto PCL de intermedia a
elevada temperatura, y una dirección llana a baja tan bien como a alta temperatura. Los cálculos modelo
resultan en un máximo esfuerzo de arrastre contra la velocidad de la dislocación, la cual explica bien el
comportamiento de ð0 con esta región de plateau. Los cálculos y los análisis de activación térmica indican la
regla de control de la razón del movimiento de los bordes de la dislocación por la producción de doble
enroscadura y la propagación a través del arreglo azaroso de los obstáculos levantándose desde las
fluctuaciones de concentración de las aleaciones. Los efectos de átomos de soluto debilitadores a bajos y altos
valores de Crb son atribuidos a los átomos de soluto facilitando la nucleación de enroscaduras dobles sobre la
barrera de Peierls., aquí en el borde de las dislocaciones. Desviaciones del comportamiento tipo de Arrehenius
para T<15K han sido encontradas en cristales simples concentrados de KCl−KBr y interpretado por
fluctuaciones de la entalpía de activación por la redistribución azarosa de los átomos de soluto.
En resumen, a pesar de importantes peculiaridades una impresionante similaridad de los resultados en
alcalino−hálidos con los de aleaciones FCC y BCC han sido observada.
9.2. Sistemas con estructura cúbica de diamante.
Interesantes prácticas en materiales con una estructura cúbica de diamante son principalmente enfocadas en
los semiconductores Ge y Si, tan bien como en componentes semiconductores. En nuestro contexto de
soluciones sólidas consideraremos brevemente algunas características de semiconductores dopados
simplemente, en particular con respecto al comportamiento de la dislocación y las propiedades mecánicas.
Mientras a la temperatura ambiente esos materiales aparecen frágiles, ellos llegaran a ser bastante plásticos
para T>Tm/2. Para detalles nos referiremos de estudios donde el conocimiento sobre los tipos de
dislocaciones (juego deslizante y barajado), reconstrucción de lazos en el núcleo de la dislocación, y los
efectos de las dislocaciones en los niveles de energía electrónica son recopilados. Nosotros haremos notar que
es bien establecido que las dislocaciones en planos {1 1 1} son disociadas, y que los núcleos tienden a ser
reconstruidos para evitar lazos colgados para parciales de 30º, probablemente también para 90º, pero menos
para parciales de 60º. Este movimiento de la dislocación en estas sustancias es ciertamente controlado por el
alto potencial de Peierls, a menor para relativamente bajas temperaturas, aunque la nucleación y propagación
de dobles enroscaduras en dos partes son más importantes. Las enroscaduras pueden ser reconstruidas o ser
asociadas con los lazos colgados con una posible transformación dentro de la red, a su movimiento a lo largo
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de la dislocación es obstruido por un considerable potencial de Peierls secundario.
Los dopantes necesitaban la obtención de propiedades electrónicas deseados. Como indicamos en la sección
5.2.2. los efectos electrónicos [cambio del nivel de Fermi, cambio de la dislocación o cambio de las cargas de
enroscadura] influyen en la movilidad de la dislocación de diferentes modos: por ejemplo, dopar el Ge y Si
con elementos del grupo V (P, As) incrementa la velocidad de la dislocación para un esfuerzo y temperatura
dados, mientras que dopar con elementos del grupo III (Al, Ge) decrece la velocidad. Acordando que el
campo de esfuerzo y el comportamiento cruzado son diferentemente afectados por los diferentes dopantes. El
alto esfuerzo de rendimiento es fuertemente dependiente de la nucleación de la dislocación y la
multiplicación, el menor rendimiento de esfuerzo representa el efecto del dopante en la movilidad de la
dislocación. Efectos bastante espectaculares también resultan por ejemplo en cambios de dureza mellada y
fractura. Una extensa visión de los resultados experimentales en la velocidad de las dislocaciones y su
interpretación por modo mixto enroscadura−obstáculo del movimiento de la dislocación ha sido dada por
Nadgornyi.
Las obvias similitudes de los materiales discutidos en la sección 7 y 8 son soportadas por la tendencia a la
inhomogeneidad de la deformación con el incremento de la concentración de dopantes. Por ejemplo, Siethoff
observó en Si altamente dopado con P la formación y propagación de bandas de Lüders de dos clases: El tipo
bandas K con sus bandas perpendiculares al vector de primario de Burgers, acompañado de efectos PCL, y el
tipo bandas G con sus bandas frontales paralelas el plano primario de deslizamiento(sin serraje). Estas
observaciones indican que en suma de efectos no locales de dopaje en el potencial de Peierls, unos efectos del
soluto local deben ser tomado en cuenta para materiales altamente dopados. Esto es soportado por las curvas
de deformación similares para Si puro y dopado como para aleaciones metálicas FCC y metales puros.
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