FUNDAMENTOS DE LA TRANSFORMACIÓN MARTENSINICA. SU

FUNDAMENTOS DE LA TRANSFORMACIÓN MARTENSINICA.
SU IMPORTANCIA EN EL DISEÑO DE FUTUROS MATERIALES
CERÁMICOS.
M J. OSENDI y J.S. MOYA
Instituto de Cerámica y Vidrio
Arganda del Rey. Madrid.
RESUMEN
Se hace un análisis de la transformación martensítica desde el punto de vista termodinámico y cristalográfico. Se estudia el caso de la transformación martensítica en materiales cerámicos, fundamentalmente en aquellos basados en circona. Finalmente, se exponen algunos casos ya estudiados en la literatura, resaltando el notable incremento de tenacidad que experimentan dichos materiales debido al
efecto inducido por la transformación martensítica.
SUMMARY
An analysis of the martensitic transformation from the thermodinamic and crystalographic point
of view is made.
The case of the martensitic transformation in ceramics material based on circonia is studied. Finally, several examples reported in the literature, emphasizing the high increase of toughtness produced
in such materials due to the induced martensitic tranformation effect, are shown.
RESUME
II est fait une analyse de la transformation martensitique du point de vue thermodynamique et
cristallographique. On étudie le cas de la transformation martensitique des matières céramiques, essentiellement de celles à base de zircone. Enfin, on expose quelques cas déjà étudiés dan la documentation
en soulignant la nette augmentation de ténacité que connaissent les matières en question sous Teffect
de la transformation martensitique.
ZUSAMMENFASSUNG:
Es wird eine Analyse der Martensi tum Wandlung aus thermodynamischer und Kristall ographisch er
Sicht vorgenommen. Die Untersuchung erfolgt fax Keramische Stoffe, insbesondere solche auf der
Basis von Zirkonerde. Abschliessend sir über einige bereits in der Literatura behandelte Fälle berichtet
und die stark erhöhte Zähigkeit dieser Werkstoffe hervorgehoben, die auf die Wirkung des durch die
Martensitumwandlung bedingten Effektes aurückzuführen its.
INTRODUCCIÓN
Históricamente se le da el nombre de martensita a aquella fase que se desarrolla en las aleaciones Fe-C cuando son
sometidas a un proceso de templado. Esta fase es de naturaleza metaestable y de alta dureza. En la actualidad, al tipo
de transformación en estado sólido que presenta unas características similares a las que se observan en el acero se le conoce con el nombre de reacción martensítica. Aunque la
martensita que se desarrolla en las aleacioens Fe-C es una fase metaestable y usualmente las reacciones martensíticas se
relacionan con un enfriamiento rápido, se pueden formar
martensíticamente fases de equilibrio tanto en sistemas metálicos como no metálicos. Este fenómeno se ha observado
recientemente en ciertos óxidos y compuestos cerámicos.
Lo más destacable de este hecho es que en determinados
materiales cerámicos de dos fases se produce un notable incremento de sus propiedades mecánicas al tener lugar una
transformación de tipo martensítico en una de las fases. Este incremento en la tenacidad ha sido observado en materiales cerámicos de circona parcialmente estabilizada (ZPS)
coteniendo Zr02 tetragonal como precipitado (1, 2), la cual
transforma martensíticamente a una simetría monoclínica.
Lo mismo ocurre en matrices que contienen partículas de
circona como fase dispersa.
Mientras que la importancia de esta transformación ña sido ampliamente reconocida, desde antiguo, por los metalúrgicos debido a su enorme influencia en las propiedades de
las aleaciones de Fe, sin embargo, hasta fechas muy recientes este tipo de transformación no ha recibido especial atención por parte de los ceramistas.
El presente trabajo se propone realizar una revisión general de las características físicas de las transformaciones marB0L.S0C.ESP.CERAM.VIDR.V0L.21 - NUM.l
tesíticas, así como subrayar la importancia que este fenómeno puede tener en la mejora de las propiedades de los futuros materiales cerámicos.
DEFINICIÓN
La transformación martensítica se define como un cambio estructural de primer orden en estado sólido, que presenta las siguientes características:
a) es de tipo desplazativo, b) se produce sin que tenga lugar
la difusión de especies químicas, y c) está dominada cinética y morfológicamente por la energía de deformación que
proviene de desplazamientos de tipo cizalla.
La transformación martensítica entraña un movimiento
cooperativo de átomos que da lugar a un cambio de forma
en la región que se transforma. Este cambio de forma constituye el más conveniente criterio experimental para reconocer que una transformación martensítica ha tenido lugar.
A causa de la naturaleza distorsionante de la transformación martensítica es de esperar que la energía de deformación que acompaña a la transformación, tenga consecuencias importantes. En primer lugar se pueden producir inhomogéneamente desplazamientos adicionales de la transformación, para ayudar a liberar la energía de deformación. Estos desplazamientos ocurren mediante deslizamiento (slip)
o maclado (twinning (Fig. 1) en el producto transformado y
se les suele llamar invariantes cristalinos porque no alteran
la estructura generada por la deformación cristalina. Aún
así, la deformación resultante es, a menudo, sustancial y
tiene que acomodarse en alguna manera en la matriz que la
rodea. Esta acomodación puede lograrse por deformación
termoelástica, o bien por deformación plástica de la fase
original, que es el caso más típico.
33
La energía de deformación asociada a la transformación
puede disminuir aún más si las regiones que se transforman
adoptan la forma de láminas y, particularmente, si se establece un plano invariante en la intercara que desempeña el
papel de plano del hábito de orientación.
En la figura 2 se representa esquemáticamente un cambio de forma debido a una deformación de plano invariante
característica de la transformación martensítica. Se puede
apreciar que el plano de hábito ABC no está distorsionado
ni rotado.
ASPECTOS TERMODINAMICOS
Cada una de las dos fases (original y producto) posée una
energía libre química, que varía con la temperatura y composición. Para una determinada composición Co, existe una
temperatura To a la que las dos fases poseen la misma energía libre química, es decir, a esta temperatura se cumple la
reación: AG^r^^ = 0 siendo P-fase origen y M-fase producto. Para T < To, AG clï^
se hace más negativa y la
fuerza (impulsora) conductora de la transformación martensítica aumenta hasta que alcanza un valor crítico a la temperatura M , en la que comienza el proceso de nucleación
(Fig. 3).
(b)
(a)
L
7
L
I
L
I
ií
J
(b)
Figura 1.- Representación esquemática de un cizallamiento inhomogéneo e invariante de la red por (a) maclado interno y (b) deslizamiento interno dentro de las placas martensíticas.
El que la transformación martensítica sea "no difusiva",
impHca que no hay una mezcla aleatoria de átomos durante
el cambio estructural. Es decir, que la fase producto hereda
la misma composición, orden atómico y defectos cristalinos
que estaban presentes en la fase original. Como la transformación no requiere difusión térmicamente activada, muchas transformaciones martensíticas ocurren a muy bajas
temperaturas, incluso cerca del cero absoluto. Por ejemplo
en la aleación Fe-33^/o at. Ni la transformación empieza a
'V50^K(3).
Temperatura — ^
Figura 3.— Energía libre en función de la temperatura para las fases original (?) y martensítica (M).
La cine'tica de la transformación martensítica está típicamente controlada por la velocidad de nucleación. La nucleación es considerada, en este caso, como un proceso atérmico, en el sentido de que cuánto más desciende la temperatura más nucleaciones ocurren. Este comportanmiento tiene
lugar porque los cambios en forma y volumen, asociados
con el cambio en la estructura del cristal, conllevan grandes
deformaciones las cuales no se liberan mediante la migración de átomos debido a la naturaleza no difusiva de la reacción, como ya se ha dicho anteriormente. El incremento
que resulta en la energía de deformación se opone al progreso de la transición, causando su detención cuando aún está
incompleta. Por tanto, sólo unos cuantos núcleos son activados a una temperatura dada. Es decir, para inducir más
transformaciones se requerirá una mayor fuerza conductora, lo cual se consigue con un mayor enfriamiento.
Al enfriar, la transformación comienza a una temperatura característica, Ms (martensite star) y se completa cuando
baja la emperatura hasta Mf. La trnsformación inversa comienza a As y se termina a Af. La temperatura hipotética
de transformación sin tensiones, To esMs + Af. En presera
2
,,
cia de una deformación aplicada, tanto elástica'coíiio plástica, la transformación puede empezar a otra temperatura
Md.
Figura 2.— Representación esquemática de un cambio de forma tipo plano invariante característico de la transformación martensítica.
34
No obstante, existen algunos importantes casos de nucleación martensítica isoterma, por ejemplo el caso de una
aleación de hierro-níquel-manganeso (4).
VOLUMEN nr^C
AREA SUPERFICIAL 2î<r2
La aproximación más clásica es la de Suezawa y Cook
(7) que considera las fluctuaciones de heterofase como generadoras de partículas de martensita, cuando interaccionan
elásticamente con superdislocaciones preexistentes.
Clapp (8) sugiere que una inestabiUdad mecánica local de
la fase original (tal como un fonón blando localizado) puede colocar un defecto bajo las condiciones termodinámicas
necesarias, provocando una especie de deformación espinodal.
Olson y Cohen (9) suponen que conjuntos especiales de
dislocaciones preexistentes son el principal defecto nucleante, los cuales al disociarse llevan a cabo el proceso de nucleación (Fig. 5).
I
I
I
Figura 4 . -
u
Nucleación de un embrión de martensita.
El cambio total de energía libre química que acompaña
la nucleación de una partícula de martensita en un cristal
perfecto de la fase original (Fig. 4) puede expresarse de la
siguiente forma (3):
AG-yTTr^cAg^j^ + y
7 r r 2 c ( ^ ) ^llll^a
T
+
1
i
±
J.
1
1
1
1
1
1
i
[1]
"A g 1^" es el cambio de energía libre química por unidad de volumen de martensita.
" A L " es la energía de deformación elástica referida a un
volunl^n unidad de martensita.
"a " es la energía interfacial por unidad de área.
El factor "A" de la energía de deformación viene dado
por (5).
A = [7r (2 - p)// 8 (1 - . ) ] M 7^ + ( . ^ / 4 ) M ^n^
donde el coeficiente de Poisson (i^ ) y el módulo de cizalladura (ju) se han tomado como iguales en ambas fases. También se ha supuesto que la deformación es una deformación
del tipo de plano invariante (lo cual se discutirá en la parte
cristalográfica) con una componente de corte " 7 " y otra
normal "^n"). Para valores típicos en aleaciones de Fe (6):
A ^2A X 10"^ MJm"^, (7 ^ 100-200 m J m'^ (100-200 erg
. - 2 V A . . _. ' V . l 7 0 M J m " ^ ( - 3 0 0 c a l . m o r ^ )
cm-^),AgchMs'
Sustituyendo estos valores en la ec. [ 1 ] se obtiene AG
en función de r y c, lo que da una superficie tipo de silla de
montar con una barrera para la nucleación de 8 x 10"^^ J
( ^ 5 X 10^ eV). Este valor es del orden de 10^ (KT) para
temperaturas en las que la transformación se sabe que nuclea espontáneamente. Es decir, la energía por ñuctuación
térmica, que produce la nucleación homogénea, es demasiado pequeña; por ello, deben ser considerados sitios especiales de nucleación.
La nucleación martensítica es pues heterogénea y típicamente comienza en 10^ puntos/cm^ a (Ms) (6); dicho valor
es mucho más pequeño que el esperado para la nucleación
homogénea {^ 10^ ^/cm^).
Durante la pasada década se han propuesto tres diferentes mecanismos de nucleación martensítica. Cada uno de
ellos reconoce la heterogeneidad de la nucleación y considera los defectos cristalinos como posibles centros de nucleación.
BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR.VOL.21 - NUM.l
T
1
I
T
i
I
(a)
(b)
Figura 5 . - Representación esquemática de la nucleación martensítica por disociación de defectos: a) grupo de dislocaciones preexistentes, b) disociación de defectos con movimiento de dislocaciones hacia la derecha.
En las transformaciones martensíticas se produce también una nucleación de tipo auto catalítica. Es decir, que las
deformaciones elásticas generadas internamente por la
transformación pueden contribuir mecánicamente a la fuerza conductora termodinámica y activar así, los defectos
preexistentes los cuales, de otra manera, serían insuficientemente potentes para operar a la temperatura en cuestión.
ASPECTOS CRISTALOGRÁFICOS
Las transformaciones martensíticas exhiben una variedad
de comportamientos geométricos interrelacionados, a partir
de los cuales se ha formulado (10) con pleno éxito una teoría cristalográfica fenomenológica, es decir, que provee un
medio de descubrir consistentemente el qué ha sucedido
más que el cómo ha sucedido realmente (la teoría no presente una imagen detallada del proceso real por el que se
mueven los átomos en la transformación).
La teoría considera tres etapas básicas:
1) Deformación de Bain, 2) deformación que deja la celda invariante, y 3) rotación de sóhdo rígido en la red transformada.
1) La deformación de Bain es cualquier deformación pura homogénea que convierte una red en otra por una simple
expansión o contracción a lo largo de ejes ortogonales.
Mientras que la celda producto puede formarse a partir de
la celda origen a través de una deformación de Bain, no
existe un plano sin distorsión que pueda asociarse con el
plano de hábito de la transformación. Por esto se introduce,
una segunda deformación. Un ejemplo de este tipo de deformación se muestra en la figura 6.
35
. ^ 1 ^ ^
PLANO DE DESLIZAMIENTO
EN MARTENSITA
QO
INTERFASE
(C)
Figura 6.- Deformación de Bain: cambio de la estructura bet a la
bcc,(B)
^(C),
2) Deformación invariante de la red. Esta deformación
mantiene la simetría de la celda, y en combinación con la
deformación de Bain produce un piano sin distorsión. Esta
deformación es un cizallamiento puro y puede ocurrir, bien
por deslizamiento bien por maclado, la subestructura del
plano de hábito será diferente en ambos casos (Fig. 7 y 8).
Las transformaciones martensíticas se caracterizan
por un plano de hábito que generalmente no tiene índices
de Miller simples, y por una relación de orientación en la
que los planos y direcciones de máximo empaquetamiento
en las dos estructuras son sólo aproximadamente paralelos.
Algunos ejemplos típicos de la relaciones de orientación
y de los planos de hábito se ofrecen a continuación:
a) Transformación FCC
^ HCP. De este tipo es la reacción martensítica en el Co y sus aleaciones. La relación de
orientación observada (6) es la siguiente:
(III)FCC II (oooi)j^çp , [iiljp^ç II [nQO]j^ç,p
MATR1Z
PRODUCTO
MACLADO
DEFORMACIÓN
DESLIZAMIENTO
b) Transformación tetragonal
> monoclínica en la circona. Bansal y Heuer (11) apHcando la teoría de Wechler,
Lieberman y Read (10) a la ZPS encontraban el sistema de
cizalladura invariante (110)^ [001 ]^ para un tipo de producto martensítico (placas lenticulares) que tenía como plano de hábito el (671)^^ o bien el (761)^^, ~ 7 ^ del(llO) .
Para un segundqjipo de placas encontraban el sistema de
deslizamiento (110)^ [ 110 ]^, estando el plano de hábito
próximo al(100)j^.
Recientemente Kriven y col (12) han analizado varios
sistemas posibles de cizallamiento invariante mediante cálculo por computador. Han encontrado un buen ajuste para
dos sistemas de maclado (100)^^ y (001) y que predicen
un cambio macroscópico de forma del 5^/o.
INVARIANTE DE RED
Figura 7.— Mecanismo de una transformación martensítica: deformación que varía la estructura cristalina y deformación invariante de la estructura.
Los desajustes en la intercara origen/producto son mitigados periódicamente por las pequeñas láminas deslizadas o
macladas. Así regiones locales de la intercara son alternativamente extendidas y contraídas, pero a escala macroscópica la intercara no tiene (en promedio) distorsión.
3) Rotación de la red transformada. Como el plano sin
distorsión, consecuencia de las deformaciones de Bain e invariante, difiere en orientación en las fases original y producto se debe efectuar una rotación de la estructura de la
fase producto para asegurar la coincidencia.
36
Figura 8 . - Representación de los dos tipos diferentes de martensita maclada y deslizada, en relación con la fase original.
TRANSFORMACIONES TERMOELASTICAS
Generalmente, el cambio de forma producido por la
transformación martensítica es relativamente tan grande
que la rigidez y resistencia mecánica de la fase matriz que
rodea el área transformada no alcanzan valores suficientemente altos para soportarla, de forma que una acomodación
plástica ha de tener lugar durante el proceso de crecimiento.
En consecuencia, los movimientos interfaciales no son reversibles.
Alternativamente, en aquellos casos en que la deformación se acomoda elásticamente, los movimientos de la intercara presentan comportamiento reversible. En este último
caso existe un balance continuo entre las fuerzas química y
mecánica: ÁG^u + 2 ZÍG^J = O a este fonómeno se le denomina termoelasticidad.
En la figura 9 se ilustra esquemáticamente la transformación termoelástica de una única placa de martensita. En ella
la delgada placa de martensita crece rápidamente en forma
radial hasta que se establece el balance de fuerzas. Este balance se mantiene, con movimientos reversibles de la intercara, a lo largo de la línea cbd. Extrapolando esta recta hasta el punto To obtendremos la desaparición de la martensita
(V = O). Sin embargo, al calentar hasta el punto "d" la relación—- ^ 5 de manera que las fuerzas de tensión superficial
son suficientes para hacer retroceder la placa, a pesar de que
aún existe una fuerza conductora finita (T < T o ) , despareciendo la placa de martensita por encogimiento radial a la
temperatura T = Af.
En las transformaciones termoelásticas reales hay un mayor alejamiento de la reversibilidad debido a la fricción que
encuentra la intercara al moverse. En la figura 10 pueden
verse los distintos casos: (a) histéresis sin resistencia friccional (termoelástica), (b), (c) histéresis con dos niveles de resistencia friccional y (d) transformación no termoelástica,
es decir, con acomodación plástica.
Cuando tiene lugar una acomodación plástica no se produce una inversión de la intercara y las temperaturas As y
Af dependen de la nucleación de nuevas partículas de la fase original dentro de la martensita. Este proceso evidentemente entraña nucleacíón. Ejemplo de transformación termoelástica son los cambios en la resistencia eléctrica al calentar y enfriar en una aleación Fe, 24.5 at^/o Pt (6). En el
estado desordenado la histéresis es típicamente grande y la
transformación no es termoelástica, en el estado ordenado
la transformación se hace termoelástica.
CASO DE LA CIRCONA
Es bien conocido que la circona es un óxido refractario
(punto de fusión 'V2700^C) de una gran estabihdad química que presenta, a presión atmosférica, tres modificaciones
cristalográficas, a saber:
^ , ^ . 2200^C
ill50^C
Cubica
^ Tetragonal -^-z--3.-z.» Monoclínica.
950OC
Estructura
tipo fluorita
(Fm3m)
Es. Fluorita
deformada
(P42/nmc)
(P21/c) (grupo espacial)
La estructura cúbica tipo fluorita puede ser estabilizada
hasta temperatura ambiente mediante la adición de otros
óxidos tales como CaO, Y2O3, Ce02 y MgO.
Desde el punto de vista cerámico tiene especial importancia la transformación polimorfa tetragonal - - - ^ monoclínica, debido a su naturaleza anisotrópica y al notable incremento de volumen C^S^^/o) que lleva consigo (Fig. 11).
Figura 9.— Ilustración esquemática de la transformación martensítica termoelástica de una única placa de martensita.
Ag: 1080^
1.00 -
(a)
Ms
1-^^
0.75
Af To
/900° 11750/
^
c
o
0.50
(b)
Ms
/
/A /^fl
AfTo
Ms=950°
2 AT
/ /
n:i
TS^ I
(c)
0.25
ToAf
(d)
i.
AsAf
1
1
1
500
1000
1500
i
Temperatura (°C)
Figura 10.- Histéresis entre el proceso de enfriamiento y el de calentamiento para los siguientes casos: (a) termoelástico (b) y (c)
con dos niveles de resistencia friccional. (d) no termoelástico,
con acomodación plástica.
B0L.S0C.ESP.CERAM.VIDR.V0L.21 - NUM.l
Figura 11.— Ciclo de histéresis en la curva de dilatación de la circona con las temperaturas características de la transformación martensítica.
37
Existe ahora un acuerdo general entre los diferentes autores que han estudiado esta transformación ( t e t r a g . - - ^
monocl.) en que ocurre martensíticamente. En la figura 12
se muestra una micrografía de MET correspondiente a una
partícula monoclínica en una probeta de ZPS, en donde se
observa el fino maclado característico de la transformación
martensítica.
Figura 1 2 . - Micrografía de MET en la que se muestra una partícula
monoclínica con un fino maclado, precipitada en ZPS (14).
Desde hace 5 años que se descubrió el fenómeno de reforzamiento mecánico por transformación martensítica (1,
2,13), el interés se centra en la Zr02 tetragonal.
No hay duda en el momento presente de que la fuente
de este observado incremento de la tenacidad, tanto en la
circona parcialmente estabilizada como en materiales compuestos AI2O3 I Zr02, N4SÍ3 I Zr02 y CSi| Zr02 es debida a la transformación martensítica t — —-^m.
En el caso de materiales compuestos por una matriz y
una fase dispersa de circona, la fase tetratonal de alta temperatura puede ser retenida en una forma estable durante el
enfriamiento, si una compresión elástica suficiente es aplicada a la partícula de Zr02 por la matriz que la rodea. Sin
embargo, en el campo de tensiones de una grieta que se propaga, la compresión puede relajarse y existe la posibilidad
de transformación. Un amplio análisis de este fenómeno ha
sido realizado recientemente por Evans y Heuer (13).
En general, puede considerarse que la tenacidad de un
material depende de la capacidad de absorber energía en el
extremo de una grieta. Un mecanismo que se ha mostrado
efectivo en el aumento de la tenacidad de un material es la
transformación de partículas de circona tetragonal en circona monoclínica en el extremo de una grieta que se propaga. Esta transformación, como ya se ha dicho, es de naturaleza martensítica y va acompañada de un cambio de volumen y de forma. En el momento de la transformación, hay
un incremento de la energía de deformación en el sistema
partícula-matriz y una reducción de la tensión aplicada o en
el extremo de la grieta. Dicha reducción inhibe el posterior
crecimiento de la grieta.
En resumen, la transformación tiene las siguientes características: en el caso de una partícula que no esté sometida
a compresión la transformación ocurre durante el enfriamiento a 950"C; en el caso de que la partícula esté ocluida
en una matriz la fase tetragonal permanece estable, siempre
que la energía de compresión sea mayor que la fuerza química conductora de la transformación.
38
En consecuencia, en el campo de tensiones de una grieta
que se propaga, el esfuerzo de compresión a que está sometida la partícula puede ser reducido suficientemente como
para que la transformación tenga lugar.
Finalmente quisiéramos resaltar la importancia que este
fenómeno puede tener a la hora de diseñar futuros materiales cerámicos.
El hecho de la transformación artensítica de la Zr02
puede ser utilizado para elevar considerablemente la tenacidad de futuros materiales.
A continuación anaUzamos dos casos ya estudiados en la
literatura:
a) Caso de materiales de circona.
La circona es un óxido con excelentes propiedades como
refractario así como con una gran estabiHdad química. Sin
embargo, como tal óxido no puede ser utilizado para obtener materiales cerámicos ya que debido al notable cambio
de volumen ( ^ 3^/o) que trae consigo la transformación
polimórfica tetragonal :z.1-1fí: monoclínica dicho material se
desintegraría mecánicamente debido a la aparición de gran
cantidad de microgrietas.
En la década de los 60 gran número de investigaciones se
encaminaron hacia la estabilización de la fase cúbica tipo
fluorita mediante la solución sólida de óxidos tales como
CaO, MgO y Y2O3 principalmente. No obstante esta circona totalmente estabilizada puede considerarse como un material con relativamente pobres propiedades mecánicas, y
debido a su alto coeficiente de dilatación ("v 10 x 10"^ /^C)
tiene una moderada resistencia al choque térmico.
El desarrollo de la circona parcialmente estabilizada (p.e.
con ^ 3^/0 en peso de MgO) que como hemos apuntado
anteriormente, contiene una fase dispersa de Zr02 -t la cual
transforma martensíticamente en el extremo de una grieta,
ha supuesto un enorme avance en la mejora de sus propiedades. Si tomamos como parámetro para medir la tenacidad el
factor de concentración de tensiones K- , dicho factor pasa
de un valor comprendido entre 3 y 4 MNm ~^^^ para la circona totalmente estabilizada a un valor de ^ lOMNm'"^'^^
para ZPS (1,15). Es decir, debido a la transformación martensítica, la circona pasa de ser un material con relativamente pobres propiedades mecánicas a ser un un super material
de elevada tenacidad.
8 r-û
ÛÇT-
1
1
7
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V^—K|c
5^
H 25
1
10
1
1
20
30
Fracción Vol. Zr02
1
40
Figura 1 3 . - Representación del Kjp Frente a la fracción de volumen de Zr02 en la matriz AI2O3 y al porcentaje de fase tetragonal retenida.
b) Caso de materiales compuestos Zr02/matriz.
En la figura 13 (16) se representa la variación de K-^
frente al ^/o en volumen de Zr02 dispersa en una matriz de
AI2O3. Como se puede observar, para un porcentaje en volumen de "^ 15^/0 el valor de la tenacidad llega a ser casi el
doble del corrspondiente a la matriz sola. Igual comportamiento se ha observado en matrices de CSi (18) y N3S4(17)
Por otro lado los materiales cerámicos, debido a su inherente fragilidad están expuesto a fractura catastrófica bajo
condiciones de transferencia de gran cantidad de calor y/o
rápida variación de la temperatura del medio que las rodea.
Podemos considerar que la resistencia al choque térmico
costituye un "talón de Aquiles" de los materiales cerámicos.
Los resultados que muy recientemente se han publicado
en la literatura sobre la influencia en la resistencia al choque
térmico de la adición de una fase dispersa de circona a matrices de AI2O3 y Zr02. SÍO2, son enormemente esperanzadores en este sentido.
En la figura 14 (18) se representa el efecto que sobre la
temperatura crítica ATc, según teoría unificada de Hasselman (19), tiene la adición de Zr02. Como se aprecia en dicha figura el incremento correspondiente a una adición del
20^/0 en volumen es próxima al lOO^/o.
ZrSi04+IO%Zr02
"^Ví^
120
-N
o
X
3
80
<
ü
uj
o:
ZrSi04
40
200
400
600
TEMPERATURA ^c
Figura 15.- Resistencia al choque térmico del circón con y sin adición de circona (enfriamiento brusco en agua a 20^C).
AGRADECIMIENTO
Este trabajo ha sido financiado por la Comisión Asesora
de Investigación Científica y Técnica mediante la dotación
Ref. 3171/79.
800|
+n
600
V o l . % Z r 0 2 d(um)
•
K|c(MN/m3/2)
20
«1
AI2O3
12+7
«5
20
^0
REFERENCIAS
8,5
5,6
6,8
3,9
400 h
H
-i
r--ifcö-.:^=+^:j=
HP. l500OC.30mln
200 h
o
160 ,
100
200
300
400
500
600 700
800
AT re)
Figura 14.- Resistencia al choque térmico en materiales compuestos de AI2O3 con partículas dispersas de Zr02 de diferentes tamaños, enfriados bruscamente en agua a 20 C.
En la figura 15 (19) se aprecia el efecto que sobre el circón ejerce la adición de un lO^/o en peso de Zr02. En este
caso se observa que mientras en el circón por sí sólo la fractura es catastrófica para ATc = 300^C, la adición de Zr02
hace que el modo de fractura sea cuasiestatico por encima
de dicha temperatura.
CONCLUSIONES
Como conclusión principal de este breve estudio bibliográfico los autores quieren dejar establecida la enorme importancia que la transformación martensítica puede tener
en orden a mejorar drásticamente la tenacidad de los materiales cerámicos.
El esfuerzo realizado hasta ahora en este campo se ha
centrado, como hemos podido ver, en matrices de una sola fase (AI2O3, SiC, N3SÍ4). Sería de enorme interés tecnológico estudiar dicho fenómeno en matrices más complejas
como pueden ser las constituidas por los materiales cerámicos tradicionales.
B0L.S0C.ESP.CERAM.VIDR.V0L.21 - NUM.1
1 . - D.L. Porter y A.H. Heuer, J.A. Ceram. Soc, 60 (3-4)
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S.E.CV.
GALÁN HUERTOS, E.
ESPINOSA DE LOS MONTEROS, J.
«EL CAMJN
EN ESPAÑA»
Ed. Madrid 1974. x i x + 2 3 0 p á g s
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