Análisis cuantitativo de las transformaciones de fase mediante DRX
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Asociación Española de Ingeniería Mecánica XVIII CONGRESO NACIONAL DE INGENIERÍA MECÁNICA Análisis cuantitativo de las transformaciones de fase mediante DRX en aleaciones con memoria de forma NiTi S. de la Flor, C. Urbina, A. Fabregat, F. Ferrando Dpto. Ingeniería Mecánica. Universidad Rovira i Virgili [email protected] Resumen En el presente artículo se analizan los procesos de transformación de fase presentes en una aleación equiatómica con memoria de forma (SMA) NiTi en función del tratamiento térmico aplicado, utilizando como técnica de caracterización la Difractometría de Rayos X (DRX) y la variación de la resistividad eléctrica con la temperatura. Con un tratamiento adecuado de los resultados obtenidos para DRX y comparando ambas técnicas se puede mejorar y aclarar la interpretación de la variación de la resistividad eléctrica con la temperatura que, en presencia de fase-R, es difícil de interpretar o, en algunos casos, las interpretaciones obtenidas de la literatura son contradictorias. Los diagramas de fracción de peso obtenidos de los DRX nos permiten detectar transformaciones de fase simultáneas entre austenita, fase-R y martensita y así poder observar claramente los efectos de aplicar tratamientos térmicos en las SMA. Los resultados obtenidos de los diagramas de fracción en peso muestran cómo el ciclado térmico a tensión cero puede, o bien desarrollar, o bien reducir la fase-R, dependiendo de la temperatura del tratamiento térmico. Los diagramas de fracción en peso también muestran, a diferencia de las interpretaciones obtenidas en la literatura, cómo el inicio de la transformación martensítica corresponden con diferentes puntos en las curvas de resistividad, dependiendo de la cantidad de fase-R que se desarrolla durante el tratamiento térmico o bien el ciclado térmico. INTRODUCCIÓN Las Aleaciones con Memoria de Forma (SMA) son una clase de materiales inteligentes que pueden sufrir transformaciones de fase micromecánicas reversibles cambiando su estructura cristalográfica. Estas transformaciones de fase pueden ser inducidas por cambios en la temperatura y/o en la tensión, provocando un fuerte acoplamiento termomecánico. Las propiedades resultantes de este inusual comportamiento son principalmente dos: la superelasticidad y la memoria de forma [1]. El mecanismo subyacente es la transformación martensítica termoelástica reversible entre dos fases en estado sólido, la fase de alta temperatura (austenita, A) y la fase a baja temperatura (martensita, M). Bajo determinadas condiciones como la aplicación de un ciclado térmico, un tratamiento térmico previo, composición química, nivel de deformación, etc., durante la transformación de A a M, puede aparecer una fase denominada fase-R, produciendo un proceso de transformación en dos pasos [2]. Las transformaciones entre las tres fases tienen lugar en seis temperaturas características denominadas Temperaturas de Transformación: AS y Af, temperatura de inicio y final de transformación austenítica respectivamente, MS y Mf, temperatura de inicio y final de transformación martensítica respectivamente y RS y Rf, temperaturas de transformación asociadas a la fase-R. Las propiedades funcionales de las SMA son, en consecuencia, muy sensibles a la historia térmica y/o mecánica, así como a la composición de la aleación, las condiciones y métodos de ensayo [3, 4]. Dos de los tratamientos termomecánicos comúnmente más aplicados previos a la utilización de estas aleaciones son los recocidos (HT) y/o el ciclado térmico a tensión cero (CT), dado que alteran notablemente las propiedades del material. Una combinación adecuada de tratamiento térmico previo y ciclado térmico a tensión cero permite ajustar adecuadamente las temperaturas de transformación así como estabilizar dichas temperaturas de transformación. Otra de las consecuencias directas de optimizar el tratamiento termomecánico (especialmente mediante un ciclado térmico a tensión cero) es la mejora de la fatiga funcional, entendida como el decrecimiento de las S. de la Flor et al. / XVIII Congreso Nacional de Ingeniería Mecánica (2010) 2 propiedades funcionales con el incremento en el número de ciclos de uso, puesto que previene la aparición de la deformación plástica en la fase martensita obteniendo, al tiempo, mejores valores para la tensión crítica en la fase austenita [5-7]. Otra consecuencia fundamental derivada de la aplicación de un ciclado térmico a tensión cero es el desarrollo de la fase-R en la aleación [8, 9]. En la literatura se han utilizado, tradicionalmente, diferentes técnicas para estudiar como el HT y un posterior CT afecta a las propiedades funcionales de las SMA, las transformaciones de fase y, en concreto, el comportamiento de la fase-R. Entre estas técnicas se incluyen la calorimetría de escaneo diferencial (DSC), las medidas de la variación de la resistividad eléctrica (ER), análisis termomecánicos (TMA), análisis de la fricción interna (IF), difracción por rayos-X (DRX) y difracción de neutrones (ND) [7-17]. Entre todas estas técnicas, la medición de la variación de la resistividad eléctrica durante el ciclado térmico a tensión cero es de las más ampliamente utilizadas para estudiar el comportamiento de las transformaciones de fase en alambres SMA y para evaluar sus temperaturas de transformación, dado que cada fase tiene una resistividad diferente. En ocasiones, estas transformaciones de fase provocan variaciones muy significativas en la ER, produciendo que los resultados obtenidos sean de difícil interpretación o bien sean contradictorios entre diferentes autores [18-20]. La principal razón por la que aparecen estas variaciones tan significativas de ER en las medidas en NiTi parece ser la aparición de la fase-R: esta fase-R tiene una resistividad mucho más alta que la de la fase austenita o martensita; sin embargo, si la fase-R no está presente en la transformación, como ocurre en el NiTi completamente recocido, la transformación de A a M o viceversa puede ser difícil de interpretar. Otra de las técnicas recientemente utilizadas en la SMA es la DRX, dado que permite relacionar el comportamiento de las transformaciones de fase con las propiedades macroscópicas teniendo en cuenta la microestructura del material. Autores como [21, 22] analizaron la evolución de la fracción de fase en NiTi, pero no es posible encontrar en la literatura estudios cuantitativos de la evolución de la fracción de fase después de un HT o después de un ciclado termomecánico en todo el rango de temperaturas de transformación. En base a lo anteriormente expuesto, los objetivos de este artículo son, en primer lugar, cuantificar los efectos de un HT y un ciclado térmico a tensión cero en las transformaciones de fase del NiTi y, en segundo lugar, comparar los resultados obtenidos mediante DRX con los de ER. Esta comparación permitirá clarificar y mejorar la interpretación de los resultados obtenidos de ER para determinar las transformaciones de fase así como las temperaturas de transformación con o sin fase-R. MATERIALES Y MÉTODOS Para este estudio se utilizaron alambres NiTi de diámetro 1 mm suminstriado por Euroflex (Ti-Ni 54.4 wt%, comercialmente denominados SM 495). El primer tratamiento aplicado al material fue un recocido (HT) a 4 diferentes temperaturas: 450ºC, 475ºC, 500ºC y 525ºC durante una hora y con un posterior templado al agua (muestras denominadas HT450, HT475, HT500 y HT525). Estas temperaturas fueron especialmente elegidas para asegurar diferentes proporciones de fase-R en las muestras [13]. Posteriormente se realizaron 50 sucesivos ciclos térmicos a tensión cero (CT) en cada una de las probetas con distinto tratamiento térmico para conseguir la estabilización de las fases presentes y poder estudiar la evolución de las fase-R con el ciclado térmico (muestras denominadas HT450CT, HT475CT, HT500CT y HT525CT). El ciclado térmico en cada probeta se realizó entre dos temperaturas extremas (Tinf = 0ºC < Mf y Tsup =100ºC > Af) para garantizar que el ciclado era completo en todo el rango de temperaturas de transformación. El ciclado térmico se realizó en una cámara térmica (Climacell 1000) con control y regulación de la temperatura y a un ratio de enfriamiento/calentamiento de 1ºC/min. Las medidas de variación de resistencia eléctrica con la temperatura (ER) se registraron en las cuatro probetas con sólo HT y en las cuatro con HT y posterior CT. En este último caso, las medidas de ER se obtuvieron en cada uno de los 50 ciclos térmicos. Para la obtención de los ER se empleó el método de los 4 hilos y los datos de resistividad, junto con los datos de variación de la temperatura se obtuvieron con un sistema digital de adquisición y control de datos (HBM plus). La precisión en las mediciones de la resistividad era de ±0.01 Ω-cm y de ±0.001ºC para la temperatura. Para cada CT se registró el pico de resistividad puesto que, según [8], uno de los marcadores que indica que la fase-R está completamente desarrollada es la estabilización con el ciclado de dicho valor. Para ello se calculó el valor medio y la desviación estándar del valor del pico en cinco ciclos sucesivos y se consideró que la fase-R estaba completamente desarrollada (o estabilizada) cuando la desviación estándar fuera inferior al 1% y este valor se repitiera durante, como mínimo, cinco valores consecutivos. También se registró el valor de incremento de resistividad () como resultado de la transformación de austenita en fase-R midiendo la resistividad en cada fase y calculando el % de la diferencia. Valores de superiores al 12% indican que hay presencia de fase-R en la aleación [19] y un progresivo incremento de con el ciclado Análisis cuantitativo por DRX de las transformaciones de fase en SMA NiTi 3 indica que la fase-R se está desarrollando en la aleación como consecuencia del ciclado [8, 10]. Los análisis de DRX se realizaron en las 8 muestras obtenidas (para todas los HT antes y después del ciclado térmico) utilizando un equipo de difractometría de Rayos X Siemens D5000 equipado con una cámara térmica con control de temperatura. El rango para la difracción angular 2 se estableció era de 37º y 48º y el tiempo de muestro por grado fue de 20 s. Los datos se tomaron con una T = 1ºC y un ratio de de enfriamiento/calentamiento de 1ºC/min. Para asegurarse que el barrido térmico empezase en fase martensita y terminara en fase austenita, todas las muestras fueron primeramente enfriadas a -20ºC y calentadas hasta 100ºC, tomando datos cada 1ºC. Los datos fueron tratados y analizados para obtener una evolución del % de las diferentes fases con la temperatura mediante el método de Rietveld y el software TOPAS [23-25]. Los detalles del procesado de los datos y el ajuste de los difractogramas para obtener una cuantificación de fases pueden obtenerse de [26]. RESULTADOS Y DISCUSIÓN Análisis del efecto del HT y CT en las transformaciones de fase mediante ER La Fig. 1 presenta los resultados de la variación de la resistividad con la temperatura para las muestras HT450HT525 y la evolución durante los 50 ciclos para las HT450CT-HT525CT. Se indican en el gráfico los valores para las temperaturas martensíticas y de fase-R según la interpretación más común encontrada en la literatura como la de los autores Ling y Kaplow [20]. En la Fig. 1 también se ha indicado para cada muestra el valor de en % debido a la transformación de austenita a fase-R. Se puede observar en la Fig. 1 cómo el HT modifica de manera sustancial el comportamiento de las SMA. Para las muestras HT450, HT475 y HT500 se aprecia una transformación de fase B2RB19’ en el proceso de enfriamiento, mientras que el proceso de la transformación para la muestra HT525 presenta una transformación directa B2B19’. También se aprecia en la Fig. 1 cómo las muestras HT450 y HT475 presentan un incremento marcado de la resistividad que indica la presencia de fase-R (tienen los valores más altos de todas las muestras tratadas térmicamente). Como contraste, la HT525 tiene un 2%, indicando que la fase-T está ausente en esta muestra. Como conclusión inicial se puede establecer que la fase-R tiende a disminuir a medida que crece la temperatura del recocido, prácticamente desapareciendo completamente para HT superiores a 500ºC. Obsérvese cómo, en el calentamiento, no se aprecian variaciones significativas de la resistividad, haciendo difícil la interpretación de las temperaturas de transformación a austenita. Observando el comportamiento de las muestras cicladas 50 veces, no se aprecian cambios significativos para las muestras HT450CT y HT475CT comparadas con las respectivas HT450 y HT475, sugiriendo que la fase-R estaba completamente desarrollada después del HT y antes del CT, no produciendo este último tratamiento (el CT) ningún cambio en las muestras en lo que a resistividad se refiere. Comparando la curva de resistividad para la HT500CT con la HT500, se detecta un incremento de que indica que la fase-R se ha desarrollado con el CT. Esto es aún más evidente para la muestra HT525. De nuevo, tampoco para las muestras CT se observan variaciones notables de resistividad en el calentamiento, haciendo difícil detectar la transformación a austenita. Fig. 1. Efecto del HT y CT a tensión cero en la variación de la resistividad con la temperatura. Para evitar que las diferentes curvas queden solapadas se han modificado adecuadamente con respecto a la escala vertical. 4 S. de la Flor et al. / XVIII Congreso Nacional de Ingeniería Mecánica (2010) Análisis del efecto del HT y CT en las transformaciones de fase mediante DRX Mediante el método Rietveld y el software TOPAS se han podido analizar de manera cuantitativa las transformaciones de fase para poder observar cómo afecta el HT y el CT en las SMA. En las figuras Fig. 2-4 se presentan los resultados de la evolución de las transformaciones de fase con la temperatura después del HT y del CT. Los resultados se presentan en % de la fracción en peso (%wt). Dado que la interpretación de los resultados es muy similar para las HT450 y HT475, se presentan los resultados tan sólo de las HT450. Analizando el comportamiento para la muestra HT450 (Fig.2a para el enfriamiento y Fig.2b el calentamiento) se observa cómo en el enfriamiento la fase-R comienza a desarrollarse a los 47ºC (RS) a partir de la austenita, alcanzando una presencia máxima del 88.4% a 16ºC (Rf). A esta temperatura, la fase-R empieza a transformar en martensita sin ninguna contribución de la A, que permanece estable. Esta transformación de R a M finaliza a los -5ºC, quedando cierta fase-R residual (20% R y 67% M). En el calentamiento se observa cómo esta M junto con la fase-R residual transforman de manera simultánea (y no en dos pasos como en el enfriamiento) a austenita, comenzando la transformación a 40ºC y finalizando a 71ºC (AS = 40ºC, Af = 71ºC). Si comparamos estos resultados con las curvas de resistividad vemos cómo la interpretación en las ER del inicio de la fase-R coincide con los DRX, pero no es así con la interpretación de Rf. Según [20] el final de la transformación A-R se produce después del incremento súbito de resistividad, mientras que las curvas DRX demuestran cómo Rf se produce al final de la meseta de resistividad. Este punto, en las curvas ER, es interpretado por la literatura [20] como el inicio de la transformación R-M (MS). En consecuencia, y comparando ER con DRX podemos concluir que, si bien la interpretación de RS, MS y Mf son correctas, no ocurre así con la Rf, siendo el incremento de resistividad y la subsiguiente meseta de resistividad únicamente debidas a la transformación A-R. El decremento de la resistividad es indicio de la transformación de R-M, siendo esta transformación totalmente finalizada cuando finaliza ese decrecimiento. 100 Rp (a) (b) 100 90 90 80 80 70 70 60 60 Ap Fase-R Martensita (M) Mp Fase-R Austenita (A) 50 130 120 110 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0 -10 wt (%) Austenita (A) HT450 Proceso de Enfriamiento Transformación A- R - M wt (%) Martensita (M) HT450 Proceso de Calentamiento Transformación M- R - A 50 40 40 30 30 20 20 10 10 0 0 -20 -20 -10 0 10 20 Temperatura (ºC) 30 40 50 60 70 80 90 100 110 70 80 90 100 110 Temperatura (ºC) 100 (c) (d) 100 90 90 80 80 70 70 60 60 Fase-R Martensita (M) Austenita (A) 50 HT450CT Proceso de Enfriamiento Transformación A- R - M 130 120 110 100 90 80 70 60 50 40 Temperatura (ºC) 30 20 10 0 -10 -20 wt (%) Martensita (M) wt (%) Fase-R Austenita (A) 50 40 40 30 30 20 20 10 10 0 0 HT450CT Proceso de Calentamiento Transformación M- R - A -20 -10 0 10 20 30 40 50 60 Temperatura (ºC) Fig. 2. Evolución de la fracción en peso de las distintas fases en función de la T para (a) HT450 enfriamiento, (b) HT450 calentamiento, (c) HT450CT enfriamiento y (d) HT450CT calentamiento Observado las Fig. 2c y 2d para la muestra HT450CT se detecta cómo prácticamente no ha variado el proceso de transformación con respecto a la HT450 apareciendo sólo un ligero incremento de la fase M. Esto puede ser debido a que el ciclado térmico provoca aparición de cierta martensita residual que hace que haya menos austenita y un poco menos de fase-R. Esto puede demostrarse viendo cómo, a 100ºC, para HT450 existe una proporción de: 5.5% fase-R, 0.5% M y 94% de A, mientras que para HT450CT es de 3.5% fase-R, 5.5% M y 91% de A. 5 Análisis cuantitativo por DRX de las transformaciones de fase en SMA NiTi Se presenta en la Fig.3 el resultado de los DRX para las HT500 y HT500CT en el calentamiento y enfriamiento, observándose un comportamiento completamente diferente. Si nos centramos en la HT500 (Fig. 3a y 3b) se aprecia, a diferencia de la HT450 y HT475 cómo el incremento de la temperatura del HT ha provocado una notable decrecimiento en el %wt de la fase-R presente (24.5%wt a 29ºC). La segunda diferencia notable es que el inicio de la transformación de A a fase-R es simultánea con la fase-R a M, en ambos casos RS = MS = 45ºC. Otra diferencia fundamental es que, mientras que la fase-R crece ligeramente, la martensita crece de manera continuada a expensas de la A. A 20ºC la fase-R comienza a decrecer abruptamente transformándose en M junto con la A. Comparando los resultados de ER con DRX se observa cómo, de nuevo, la interpretación de las temperaturas de transformación en ER distan de ser correctas si tenemos en cuenta los %wt. En las ER el inicio de la transformación de A a fase-R corresponde además con el inicio de la transformación de fase-R a M puesto que ambas transformaciones se producen solapadas. Este solapamiento hace que sea difícil de distinguir las temperaturas de transformación mediante ER y que el punto de localización de MS sea diferente en las curvas ER de HT450 y HT475 que en las de HT500. Analizando los gráficos para HT500CT se aprecia un primer claro efecto del CT: en el enfriamiento, la A comienza su transformación a la fase-R alrededor de los 45ºC y sólo cuando la fase-R está totalmente desarrollada, comienza la transformación de fase-R a M (Rf = MS = 30ºC). Esto implica que el CT ha desplazado el inicio de la transformación martensítica y ahora coincide con el final de la fase-R, produciéndose, además, un decremento de MS de 43ºC en la muestras HT500, a 29ºC en las HT500CT. También se evidencia otro efecto del CT: el notable desarrollo de la fase-R, qque pasa de un 36.7%wt en las HT500 a un 61.2%wt en las HT500CT. Esto puede ser causado por la acumulación de dislocaciones en la fase madre que, después de varios ciclos, provoca que la fase-R crezca y retrase el comienzo de la transformación martensítica [5]. La comparación de los resultados DRX con las curvas de ER, puede ayudar de nuevo a detectar las temperaturas de transformación en las ER: el inicio del crecimiento súbito de la resistividad corresponde con el inicio de la fase-R (RS) y el final de esta fase (Rf) corresponde con el final de la meseta de la fase-R y el inicio de la fase M (Rf =MS) como ocurría en HT450CT y HT475CT. 100 Mp (a) (b) 90 80 80 70 70 60 60 50 HT500 Proceso de Enfriamiento Transformación A- R - M Rp 140 130 120 110 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0 -10 -20 wt (%) Austenita (A) wt (%) Fase-R Martensita (M) 100 90 Fase-R Martensita (M) Austenita (A) 50 40 40 30 30 20 20 10 10 0 0 -30 HT500 Proceso de Calentamiento Transformación M- R - A -30 -20 -10 0 10 20 Temperatura (ºC) 100 Mp Fase-R Martensita (M) Rp 80 70 60 50 40 30 20 (d) 50 60 70 80 90 100 110 60 70 80 90 100 110 100 90 80 80 70 70 60 60 10 0 -10 -20 -30 wt (%) 50 Temperatura (ºC) 40 Fase-R HT500CT Proceso de Enfriamiento Transformación A- R - M 90 (c) 90 wt (%) Austenita (A) 140 130 120 110 100 30 Temperatura (ºC) Martensita (M) Austenita (A) 50 40 40 30 30 20 20 10 10 0 0 HT500CT Proceso de Calentamiento Transformación M- R - A -30 -20 -10 0 10 20 30 40 50 Temperatura (ºC) Fig. 3. Evolución de la fracción en peso de las distintas fases en función de la T para (a) HT500 enfriamiento, (b) HT500 calentamiento, (c) HT500CT enfriamiento y (d) HT500CT calentamiento Analizamos a continuación los resultados obtenidos para las muestras con un recocido de 525ºC (Fig. 4). Se observa como, el incremento de temperatura en el HT provoca una considerable reducción de la fase-R (sólo un 10%wt en HT525). La transformación en el enfriamiento es de A a M (MS =48ºC) seguido por A-fase-R (RS = 6 S. de la Flor et al. / XVIII Congreso Nacional de Ingeniería Mecánica (2010) 42ºC) finalizando el proceso con un 90%wt de M y 10%wt de fase-R. En el calentamiento se finaliza la transformación a A con contribución de M y fase-R a una Af = 78ºC. Si observamos la curva ER correspondiente, no se puede discernir esta transformación casi simultánea, pero sí se puede deducir que el incremento en la resistividad es prácticamente debido a la fase-R. De nuevo, en las curva ER, es difícil poder extraer alguna información en el calentamiento. El efecto del ciclado térmico en la muestras HT525CT es muy interesante de analizar. El proceso de transformación está claramente afectado por el incremento en la fase-R (pasando a un valor de 31.2%wt): la austenita comienza su transformación a fase-R e, inmediatamente después, a martensita (MS = 34ºC), resultado en una trasformación simultánea de A fase-R+M. Dado que la fase-R finaliza a Rf =27ºC, la transformación que queda resultante es de A+fase-RM. En el proceso de calentamiento, la transformación a austenita finaliza a 68ºC con contribución tanto de fase-R como de M. Comparando las curvas ER con los gráficos DRX se observa cómo el final de la transformación de fase-R corresponde, en la curva ER, con el final de la pequeña meseta de incremento de resistividad. El final de la transformación de fase-R a M corresponde al descenso de la resistividad en la curva. De nuevo, la MS obtenida de los DRX corresponde con otro punto de la curva ER diferente de la que se suele interpretar [20]: MS está localizado realmente al final del incremento abrupto en la resistividad. 100 Mp (a) (b) 90 80 80 70 70 60 60 Fase-R 50 HT525 Proceso de Enfriamiento Transformación A- R - M Rp 140 130 120 110 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0 -10 -20 Fase-R wt (%) Austenita (A) wt (%) Martensita (M) 100 90 Martensita (M) Austenita (A) 50 40 40 30 30 20 20 10 10 0 0 -30 HT525 Proceso de Calentamiento Transformación M- R - A -30 -20 -10 0 10 Temperatura (ºC) 100 Fase-R (c) (d) 90 80 80 70 70 60 60 50 HT525CT Proceso de Enfriamiento Transformación A- R - M 100 90 80 70 60 50 40 Temperatura (ºC) 30 20 10 0 -10 -20 wt (%) Rp wt (%) Austenita (A) 110 40 50 60 70 80 90 100 110 100 110 100 90 Fase-R Martensita (M) 120 30 Temperatura (ºC) Mp 130 20 Martensita (M) Austenita (A) 50 40 40 30 30 20 20 10 10 0 0 HT525CT Proceso de Calentamiento Transformación M- R - A -20 -10 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 Temperatura (ºC) Fig. 4. Evolución de la fracción en peso de las distintas fases en función de la T para (a) HT525 enfriamiento, (b) HT525 calentamiento, (c) HT525CT enfriamiento y (d) HT525CT calentamiento Analizando y comparando todas las figuras se pueden obtener conclusiones muy interesantes. La primera es que si comparamos las curvas ER y de DRX para todas las muestras se concluye que la principal causa de los cambios en la resistividad es la transformación a fase-R, no apareciendo significativos incrementos si la transformación es directa de A a M. En segundo lugar se observa que, el inicio de la transformación martensítica (MS) corresponde a diferentes puntos en las curvas de ER dependiendo de la cantidad de fase-R que desarrolla la aleación durante el HT o bien durante el CT, con lo que es difícil definir un punto específico de inicio de transformación martensítica en las curvas ER. En tercer lugar, para aquellas muestras con fase-R antes del ciclado térmico (HT450, HT475 y HT500) y para aquellas muestras con fase-R después del ciclado térmico (todas las CT), el final de la transformación de fase-R (Rf) corresponde siempre en las curvas ER con el final de la meseta de resistividad que aparece después de un abrupto incremento de la resistividad. Este punto, según Ling y Kaplow [20] es considerado el MS, sin embargo, según nuestros resultados, es siempre Rf pero sólo en algunos casos corresponde con MS. Por último, se ha observado que la fase-R crece notablemente con el CT en la muestra recocida a 500ºC (HT500CT). Sin embargo, la fase-R no se ha desarrollado de manera completa, Análisis cuantitativo por DRX de las transformaciones de fase en SMA NiTi 7 alcanzando como máximo un 61.2%wt, al igual que la HT525CT, alcanzando un 41%wt. En consecuencia, para aquellas muestras con poca o nula presencia de fase-R, el ciclado térmico a tensión cero provoca el desarrollo de la fase-R pero hasta un determinado nivel de saturación que depende de la cantidad inicial de fase-R. Este resultado fue sugerido por [8] y confirmado ahora con nuestros resultados de DRX. CONCLUSIONES En el presente artículo se ha presentado un análisis cuantitativo de efecto de los tratamientos térmicos y un posterior ciclado térmico a tensión cero en alambres NiTi. El análisis se ha centrado en los gráficos de la evolución de las fracciones de peso de las distintas fases con la temperatura obtenidos de los difractogramas y usando el método de Rietveld y el software TOPAS. Los resultados se han comparado con los obtenidos de las curvas de variación de resistividad con la temperatura. Las conclusiones obtenidas se pueden resumir como: 1. Para aquellas muestras tratadas térmicamente en las que la fase-R ya estuviera completamente desarrollada, el ciclado térmico provoca un incremento en la martensita retenida, disminuyendo ligeramente la cantidad de fase-R. 2. Para aquellas muestras tratadas térmicamente con poca o nada presencia de fase-R, el ciclado térmico provoca un incremento notable de la fase-R pero sólo hasta un cierto nivel de saturación que depende de la cantidad inicial de dicha fase. Con el CT, la fase-R se estabiliza pero no se desarrolla por completo. 3. La transformación de fase-R es la causa principal de los cambios en resistividad. En consecuencia, cuando no hay presencia de fase-R, las curvas de ER no son tan efectivas como los DRX tratados para obtener una completa información sobre las transformaciones austeníticas y martensítica, o bien, sobre las transformaciones simultáneas que pueden ocurrir en el material. 4. Los resultados demuestran que el inicio de la transformación martensítica (MS) obtenido de los DRX corresponden a diferentes puntos en la curva ER dependiendo de la cantidad de fase-R que desarrolla la aleación durante el HT y posterior CT. 5. El final de la transformación de fase-R no corresponde con el valor usualmente interpretado en la literatura como tal [20] en las curvas ER. El punto Rf se localiza al final de la meseta de resistividad, después de un abrupto incremento en los valores de dicha resistividad. Como consecuencia, el valor a tomar como indicio del desarrollo y estabilización de la fase-R no es MS, tal y como establece Uchil [8], sino Rf tal y como se ha demostrado en el presente estudio. REFERENCIAS [1] K. Otsuka; C.M. Wayman, in K.Otsuka, C.M. Wayman (Ed.) Shape Memory Materials, Cambridge Univ.Press, Cambridge, pp. 27-48, (1998). [2] H. 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