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orden 2 (cuadrática), mientras que la de Goodman es lineal (orden 1) y es más conservativa que la primera, ya que es la aproximación en la que suponemos el menor valor del límite de fatiga. Los resultados obtenidos en los ensayos experimentales se encuentran dispersos en el área comprendida por estas dos curvas. Una aproximación todavía más conservativa que la de Goodman es la línea de Soderberg, en la que se sustituye RM por Re (límite elástico). Estas curvas nos permiten determinar la variación del límite de fatiga dependiendo del valor de la tensión media. Las ecuaciones correspondientes son las siguientes:
Se'=Se*[1−(Sav/RM)2]
Se'=Se*[1−(Sav/RM)]
Superficie de fractura en fallos por fatiga
El aspecto macroscópico de la superficie de fractura en fallos por fatiga resulta muy característico. Su análisis fractográfico permite identificar el tipo de fallo. También puede darse el caso de que existan fracturas por fatiga que no presenten estas marcas características. De todos modos, siempre que detectemos estas marcas sabremos que nos encontramos ante un material que ha roto por fatiga.
En un material que ha sufrido un fallo por fatiga se apreciarán dos zonas, la zona de fatiga y la zona de sobrecarga. Esta última zona es la zona de fallo final, y puede ser de fractura frágil o dúctil según el tipo de material.
Cuando hablamos de las marcas características nos referimos a la zona de fatiga.
La superficie de fractura es siempre perpendicular a la carga máxima (la mayor de las tensiones aplicadas). Además, en su conjunto, la zona de fatiga corresponde con la fractura frágil (no hay deformación plástica importante). La zona de fractura por fatiga tiene aspecto bruñido, como de pulido, debido al rozamiento entre las superficies de la grieta.
Dentro de la zona interna hay dos tipos de marcas características, como son las marcas de playa y las estrías. Las marcas de playa son macroscópicas. Son líneas concéntricas con respecto al punto de inicio de la grieta, y se corresponden con el avance de la grieta provocado por el trabajo continuado de la pieza sin que cese la aplicación de la carga sobre la pieza. Las estrías son de carácter microscópico (observables mediante un microscopio electrónico de barrido) y se corresponden con el avance de la grieta por cada ciclo de carga. Estas dos marcas, si se encuentran en el material, definen claramente una rotura por fatiga (ver FAT8, FAT9 y FAT10).
Etapas en el proceso de fatiga
Para todos los materiales, tanto dúctiles como frágiles, tenemos tres etapas.
La primera etapa se denomina etapa de incubación. En determinados puntos del material, como consecuencia de los esfuerzos que soportan, se origina deformación plástica, y en su entorno acritud. Esta acritud local es en un principio positiva para el material, y mientras no haya fisuración el material soporta mejor la sobretensión sin ningún tipo de perjuicio.
Cuando aparece una fisura en el material tenemos la zona de dañado, que en general aparece en la superficie del material (o de la probeta en el ensayo). Resulta importante saber cuando aparecen las fisuras. La forma de
detectarlas sería mediante el empleo de ensayos no destructivos (en especial ultrasonidos o partículas magnéticas). Entonces se puede determinar la curva de dañado, que se corresponde con la curva de iniciación de las grietas (Véase figura 13).
La curva de fatiga se produce cuando la grieta, que ha progresado a través del material, provoca la fractura del mismo. Para una amplitud de tensión determinada, el número de ciclos de fallo se define como el número de ciclos que se necesitan para iniciar una grieta y propagarla hasta llevar a rotura al material:
Nf=Ni+Nd+NF
Nf es el número de ciclos de fallo.
Ni es el número de ciclos para que se inicie la grieta.
Nd es el número de ciclos de dañado.
NF es el número de ciclos correspondiente a la fractura del material y se considera igual a 0.
De aquí extraemos que la segunda etapa será la etapa de dañado, que irá desde el inicio de las grietas hasta la rotura del material, y se corresponderá con la progresión de las grietas a través del material.
La ultima etapa será por tanto la etapa de rotura, y será una etapa muy rápida (se corresponde con la rotura del material). Por tanto el número de ciclos correspondiente a esta etapa será 0.
Es importante conocer la etapa de dañado, ya que si podemos registrarla entonces podremos sustituir la pieza a tiempo y evitar así un fallo en servicio, que podría tener consecuencias graves.
Factores que afectan a la resistencia a la fatiga
- Frecuencia de aplicación de los ciclos de carga:
Se observa que hasta 10000 o 12000 ciclos por minuto la frecuencia no tiene ningún efecto en el límite de fatiga. Se empieza a apreciar algo de influencia de este factor a partir de unos 30000 ciclos por minuto, en donde se observa que frecuencias tan altas elevan ligeramente el valor del límite de fatiga (hacen al material más resistente).
Para temperaturas por debajo del ambiente, cuanto más baja sea la temperatura, más alto será el límite de fatiga, siempre y cuando la probeta no tenga ningún tipo de entalla (concentrador de tensiones), en cuyo caso el efectos es el contrario (Véase fotocopia FAT15).
A temperaturas altas, por encima de la temperatura ambiente, el valor del límite de fatiga disminuye, lo que implica una menor resistencia a la fatiga de los materiales, ya que las altas temperaturas favorecen los mecanismos de propagación de las grietas.
Un caso particular es el acero al 0,17% de C. En este acero aumenta el valor del límite de fatiga (Se) asociado a un mecanismo de endurecimiento que se hace efectivo a una temperatura que oscila entre 200ºC y 400ºC.
Si antes de someter una probeta metálica al ensayo de fatiga inducimos una acritud homogénea por algún
- Revestimientos metálicos superficiales:
Pueden ser recubrimientos por deposición (galvanizado) o recubrimientos electrolíticos (cromado, niquelado). Queda hidrógeno atómico ocluido en la superficie del material como consecuencia de este recubrimiento. Cuando el hidrógeno se recombina en hidrógeno molecular se fragiliza el material (esto se produce sobre todo en los aceros). Debido a todo esto podemos concluir que estos recubrimientos producen peor resistencia a fatiga.
- Tamaño y orientación del grano:
Resulta muy complejo de estudiar. Tamaños de grano pequeños aumentan la resistencia a la fatiga del material (teóricamente). Sin embargo experimentalmente se obtienen resultados contradictorios.
- Efecto de los concentradores de tensiones:
El efecto de los concentradores de tensiones se estudia mediante probetas entalladas, normalmente en forma de V, o también con entalla circular.
Definiremos el factor de reducción a la resistencia (Kf). Sirve para evaluar la efectividad de la entalla en su acción de reducir la resistencia a la fatiga del material, y se define como el cociente entre Se sin entalla y Se con entalla para un determinado material en un ensayo concreto y con el mismo ciclo de carga. Es un valor constante para cada material y para cada tipo de entalla, y varía con:
- La severidad de la entalla.
- Tipo de entalla.
- Tamaño de la probeta.
- Nivel de tensiones.
- Tipo de material.
Cuando se realizan ensayos en condiciones de inversión completa de carga (ciclos alternativos simétricos), en los que M=0, se observan normalmente dos tendencias:
- Kf es casi siempre menor que KT.
- Kf/KT disminuye cuando aumenta KT.
Esta segunda tendencia explica cómo el concentrador de tensiones reduce el límite de fatiga.
Entallas muy agudas producen un efecto en la resistencia a la fatiga mucho menor de lo que cabría esperar. Esto se debe a la variación de KT con respecto a Kf. Se comprueba experimentalmente que hay tamaños de grieta (para grietas muy pequeñas o críticas) que no producen nunca rotura por fatiga.
Factor de sensibilidad a la entalla
q=(Kf−1)/(KT−1)
Definido así este factor, significa que para materiales que no presentan reducción a la fatiga por entalla tendrán q=0 porque Kf=1.
En materiales muy susceptibles al efecto de la entalla, tendremos que q=1, ya que Kf=KT.
Concentradores de tensiones en los materiales: Debidos al diseño de las piezas tenemos las roscas o los ángulos vivos. Como concentradores de tipo metalúrgico tenemos las picaduras (marcas de corrosión), las
sopladuras (bolsas de aire dentro del material), las microgrietas, las interfases en una inclusión dura (aleaciones de Al) y dentro de un material blando, etc.
Se produce debido a las tensiones que se originan en el material por las dilataciones y contracciones que ocurren en piezas estructurales sometidas a variaciones de temperatura. Son tensiones internas de tipo residual (por debajo del límite elástico), debido a la imposibilidad del material para dilatarse y contraerse libremente. No es necesaria la aplicación de esfuerzos externos. Estas tensiones dependen del coeficiente de dilatación térmica ( ), del módulo de Young (E) y de la variación de la temperatura ( T):
= E T
con =k−
Un material que se ve afectado por esta clase de fatiga es el acero inoxidable austenítico, debido a que tiene un coeficiente de dilatación alto y además una mala conductividad térmica.
- Understressing y overstressing:
Evalúan el fenómeno de una fatiga previa del material, es decir, cómo afecta la fatiga a una probeta o una pieza cuando éstas hayan sido sometidas a una fatiga previa.
Understressing: Sometemos al material a una serie de esfuerzos alternos variables (ciclos de carga) inferiores al valor del límite de fatiga ( e).
A estos materiales, si los sometemos posteriormente al ensayo de fatiga, aumenta entonces su límite de fatiga, debido a que hemos endurecido al material.
Si lo hacemos para una amplitud de tensión determinada, lo que conseguimos es que aumente el número de ciclos necesarios hasta romper a fatiga.
Overstressing: Cuando sometemos al material a un número determinado de ciclos a un valor de amplitud por encima del límite de fatiga. Si no se han producido grietas, entonces hemos endurecido el material, por lo que al someter posteriormente al material a fatiga aumentará su resistencia a la fatiga.
Pero si el número de ciclos es lo suficientemente elevado como para producir grietas, entonces al someter al material nuevamente a fatiga disminuirá su resistencia a la fatiga (el valor del límite de fatiga disminuirá).
Para un material sometido a cargas y a corrosión tenemos lo siguiente:
Si el material es sometido simultáneamente a fatiga y medio corrosivo, los materiales que presentaban un límite definido ya no lo presentan.
Si el material es sometido primero a corrosión y luego a fatiga, entonces, si el material tiene límite lo va a seguir teniendo pero más bajo, y si no lo tiene definido entonces, para el mismo número de ciclos, la amplitud de la tensión que produce fatiga es más bajo.
Esto se debe a lo siguiente:
tensión R será máxima para aquellos sistemas de deslizamiento donde el producto de los cosenos sea máximo:
R(Máx)= *(cos *cos )Máx
Al aplicar una tensión dada, el deslizamiento comenzará en aquel sistema donde R sea máxima (en el sistema orientados de forma más favorable) y cuando el valor de la tensión de cizalladura alcance un valor crítico. Este valor crítico se conoce con el nombre de tensión de cizalladura resuelta crítica ( RC), que representa el valor mínimo de cizalladura que se requiere para que empiece a deslizar el cristal. Es una propiedad del material (depende de éste).
Un cristal se empieza a deformar plásticamente cuando en el material se supera el valor del límite elástico ( Y).
RC= Y*(cos *cos )Máx
= =45º cos45º=0,
RC= Y(0,707)2=0,5 Y
Y=2* RC
El valor de RC mínimo para que el sistema mejor orientado empiece a deslizar es la mitad del límite elástico del material.
En aquellos planos de deslizamiento paralelos al eje uniaxial tenemos que =0, y por lo tanto =90 y cos90º=0. En aquellos planos que sean perpendiculares al eje de tracción tendremos que =0 y que =90, por lo que cos =cos90º=0. Por lo tanto en estos planos no existirá tensión de cizalladura ni deslizamiento.
Cuando deslizan muchas dislocaciones a través de un sistema de deslizamiento, llega un momento en el que afloran a la superficie de la probeta, formando líneas bastante gruesas que se denominan bandas de deslizamiento, que es la confirmación de que los sistemas de deslizamiento se hallan activos (en los planos próximos a dichos sistemas se da este mismo fenómeno). Dependiendo de la anchura de las bandas éstas serán macroscópicas o microscópicas (Véase figura 16).
Reorientación de un cristal durante la deformación plástica: Cuando estamos deformando un cristal según el eje de tracción, tenemos fijada la probeta a unas mordazas. El deslizamiento lateral está limitado por dichas mordazas, por lo que los planos se ven obligados a rotar para poder mantener centrado el eje de tracción.
Los planos situados en el centro de la probeta sufren una rotación pura, y los planos situados más hacia los extremos sufren rotación y flexión (véase figura 17).
La reorientación de los planos de deslizamiento como consecuencia de ese giro varía directamente con el cambio de longitud que experimenta la probeta, según la siguiente relación.
LI/L0=senx0/senxI
L0 es la longitud inicial del monocristal.
LI es la longitud final del monocristal.
x0 es el ángulo entre el eje de aplicación de la carga y el plano de deslizamiento.
xI es el ángulo que forma el plano de deslizamiento con respecto al eje de aplicación de la carga una vez que acaba la deformación.
Si tenemos un esfuerzo axial, se comprueba que los planos de deslizamiento se han reorientado de manera que se sitúan paralelamente al eje de tracción.
De igual forma, si tenemos la probeta sometida a compresión, los planos de deslizamiento tienden a alinearse perpendiculares al eje de aplicación de la carga.
Como consecuencia de esto, sistemas de deslizamiento que no eran activos al principio de aplicar la tensión, empiezan entonces a ser activos, ya que alcanzan el valor de tensión de cizalladura resuelta crítica suficiente para empezar a deslizar.
Para un agregado policristalino (metal) formado por gran cantidad de granos, la situación se complica debido a las siguientes causas:
Tenemos gran cantidad de granos orientados al azar, por lo que la dirección de deslizamiento varía de un grano a otro. En cada grano, el movimiento de las dislocaciones tiene lugar según un sistema de deslizamiento que sea el más favorablemente orientado.
Existen interacciones a través de los bordes de grano entre los granos que se deforman. La integridad mecánica del material se mantiene precisamente a través de los límites de grano (no se separan ni se deslizan).
Los límites de grano son zonas muy pequeñas, y debido a lo anterior (mantienen integridad mecánica), cada grano individual está parcialmente constreñido a la forma que puede asumir debido a la presencia de los límites de grano.
Cuando aplicamos un esfuerzo de tracción dado en un material policristalino, el deslizamiento comienza en los sistemas mejor orientados de cada grano. A medida que desliza, el grano se va alargando, rotando hacia el eje de tracción, de tal manera que debido a la cohesión entre los límites de grano, éste fuerza a que los granos contiguos, que no han empezado a deslizar, también roten, y al girar, algún sistema que en un principio no era activo, se sitúa en una orientación tal que se alcance el valor de la tensión de cizalladura resuelta crítica, y por lo tanto empiece a deslizar.
Aún cuando un grano esté favorablemente orientado para el deslizamiento, éste no puede empezar a deslizar hasta que los granos adyacentes y menos favorablemente orientados sean también capaces de deslizar. Esto requiere una mayor tensión, ya que debe conseguirse que en cada grano haya algún sistema de deslizamiento activo.
Por eso el límite elástico de un material policristalino es mucho mayor que el de un monocristal del mismo material.
Si tuviésemos una probeta de un material de una misma fase con la superficie pulida, al deformarla observaremos bandas de deslizamiento en cada uno de los granos, que estarán orientadas en distintas direcciones (véase figura 18). También puede darse la existencia de más de un sistema de deslizamiento activo para un mismo grano, por lo que se observarán bandas de deslizamiento con distintas orientaciones en ese grano.
La orientación de los granos cuando se aplica un esfuerzo implica que los granos se alarguen, en la dirección del eje de aplicación de la carga si el esfuerzo es de tracción, y perpendicularmente al mismo si el esfuerzo es de compresión. Debido a esto, la orientación de los granos nos permite identificar el tipo de esfuerzo al que ha sido sometido el material (véase figura 19).
Otro efecto que se produce cuando hay muchas dislocaciones es que las dislocaciones de distinto signo (especialmente las de borde) se pueden llegar a anular (este fenómeno ocurre en menor proporción).
Otro efecto es que las dislocaciones se pueden quedar ancladas en obstáculos (vacantes, precipitados...) impidiendo la deformación plástica del material.
Por último, una dislocación puede inmovilizarse por la acción de otras dislocaciones (queda anclada, impidiendo el deslizamiento).
En la fotocopia DPF4 tenemos la relación:
We(%)=[(A0−AU)/AU]*
Con A0 área inicial de la sección transversal y AU área de la sección transversal tras la deformación.
Factores que afectan a la acritud (Véase DPF2): Hay factores tanto internos como externos.
El grado de deformación en frío, la naturaleza del esfuerzo y la velocidad de aplicación del esfuerzo son factores externos que afectan a la acritud del material.
Podemos reducir la sección del material mediante una laminación (tensión de compresión) o mediante una extrusión (compresión y cizalladura), y lo podemos realizar a diferentes velocidades.
Con respecto a los factores internos tenemos el tipo de sistema cristalino del material, el grado de pureza del metal, el tamaño de grano y la energía de los defectos de apilamiento (es un defecto que proviene de que una dislocación de borde se separe en dos dislocaciones, y que lleva asociada mayor o menor energía dependiendo del tipo de material).
n es un parámetro mecánico con el que cuantificamos la acritud del material (n se obtiene a partir de la ecuación de Ludwik).
4) Endurecimiento por reducción del tamaño de grano:
Los materiales metálicos son agregados policristalinos formados por granos que tienen una orientación cristalográfica diferente (a pesar de tener la misma estructura cristalina). La interfase de los granos (es decir, el límite de grano), supone una barrera para el deslizamiento de las dislocaciones, en primer lugar, porque para pasar a otro grano contiguo, la dislocación tiene que cambiar de dirección, lo cuál supone un esfuerzo adicional. El segundo motivo es que el límite de grano es una zona de gran desorden, donde hay discontinuidad entre los planos de deslizamiento. Por esto a veces la dislocación no encuentra un camino para seguir deslizando y pasar a otro grano, quedándose entonces bloqueada en el límite de grano.
Si en un límite de grano se quedan bloqueadas muchas dislocaciones, entonces se generan núcleos o campos de retrotensión, que generan nuevos focos de dislocaciones (es decir, generan nuevas tensiones) por una serie de mecanismos. Las nuevas dislocaciones provocan que se acumule mayor tensión, por lo que cada vez será más difícil que las dislocaciones pasen a otro grano.
Gráfica: Cuanto menor sea el grano, mayor superficie de límite de grano habrá por unidad de volumen, y más duro será el material.
N=2n−
La influencia del tamaño de grano en la resistencia del material se puede cuantificar. El límite elástico del
material varía con el tamaño de grano según esta relación, donde y KY son constantes, y d es el diámetro de grano:
Y= +KY*d−1/
El tamaño de grano puede disminuir con la velocidad de solidificación. Si la velocidad de solidificación VS es elevada, el tamaño de grano será más pequeño, ya que al aumentar la velocidad de solidificación, el requerimiento de radio crítico es cada vez menor.
Otra forma de modificar el tamaño de grano es mediante deformación plástica seguida de un tratamiento térmico.
Límite de grano
De ángulo grande: Son los que se ven con microscopio. Corresponden a los granos en los que la desorientación cristalográfica es importante.
De ángulo pequeño: En estos granos la desorientación cristalográfica es del orden de muy pocos grados. También se pueden observar al microscopio, pero resulta más difícil de observar que si fuera de ángulo grande. Son muy poco efectivos para el endurecimiento.
Por lo tanto el endurecimiento viene dado por los límites de grano de ángulo grande, que son los que realmente dificultan el paso de dislocaciones de un grano al otro, ya que requieren un esfuerzo mayor para poder cambiar de dirección (Consultar el Callister).
Otros límites que se aprecian en microestructura son las maclas ; defecto lineal que se aprecia con el microscopio óptico, con líneas paralelas que atraviesan un grano (véase figura 20). También intervienen en el deslizamiento de las dislocaciones, ya que un material maclado es mucho más resistente que un material no maclado de las mismas características.
- Endurecimiento por solución sólida sustitucional:
En general, los metales puros son muy blandos, por lo que se suele trabajar con materiales con impurezas o con materiales que tengan elementos de aleación.
Impurezas: Átomos que no son los mismos que los mayoritarios de la red (disolvente). Como consecuencia del proceso de afino, no suelen llegar al 1%.
Elementos de aleación: Son elementos que se añaden a propósito al material para modificar alguna de sus propiedades.
El efecto es prácticamente el mismo si son impurezas o elementos de aleación. Si el átomo de soluto (minoritario) es de menor tamaño que el disolvente (mayoritario), entonces se genera un campo de deformaciones de tracción a su alrededor, y si el átomo de soluto es de mayor tamaño que el del disolvente, entonces el campo de deformaciones que se forma alrededor es de compresión. Estas deformaciones son de tipo elástico, ya que se puede producir recuperación elástica total (véase fotocopia de clases ERTG2).
En la misma fotocopia anterior, se observa que las dislocaciones también generan campos de deformación a su alrededor. Si es una dislocación de borde positiva (se representan con el semiplano extra hacia arriba), tienen entonces un campo de compresión en la parte superior del plano de deslizamiento, y un campo de tracción en la parte inferior a dicho plano.
Este endurecimiento es debido a la formación de una dispersión fina de partículas duras precipitadas. Estas partículas duras son de un tamaño nanométrico (no visibles al microscopio óptico).
Esta fina dispersión de partículas pequeñas, duras y homogéneamente distribuidas, dificulta el avance de las dislocaciones.
Supongamos dos precipitados M y N distribuidos a lo largo de la matriz, separados una distancia d, y con módulo de cizalladura G superior al de la matriz. Esto último significa que para que una dislocación pueda romper el precipitado y pasar a través de él se necesita mayor energía que la necesaria para atravesar la matriz (las dislocaciones se mueven por tensiones de cizalladura).
Cuanto mayor sea el módulo de cizalladura de un material, mayor será su resistencia al paso de las dislocaciones a través del material.
En nuestro caso, cuando una dislocación se encuentra con el precipitado, no es capaz de pasar a través de él, y por lo tanto trata de rodearlo, hasta llegar un momento en el que se rompe la dislocación, dando lugar a:
· Un anillo de dislocaciones alrededor del precipitado.
· Otra nueva dislocación que sigue su camino por donde venía.
Este fenómeno se ha confirmado mediante un estudio por microscopía electrónica.
Esto mismo sucede con las siguientes dislocaciones, con la salvedad de que cada anillo que se forma en torno al precipitado dificulta cada vez más el paso de las dislocaciones (cada anillo, que es la suma de dislocaciones, genera un campo de tensiones y bloquea aún más el paso de las dislocaciones). Hay un campo de deformación.
Este mecanismo se autorregula formando un campo de deformaciones cada vez mayor.
El precipitado puede ser coherente, semicoherente, o incoherente con la matriz.
Un precipitado es totalmente coherente con la matriz cuando tiene por igual estructura cristalina que la matriz, similar parámetro de red e igual relación de orientación cristalográfica. Entonces la red es continua a través de la intercara entre el precipitado y la matriz.
Este endurecimiento por precipitación se da para precipitados coherentes, porque en este caso, para igual fracción en volumen de precipitación, el número de precipitados es mayor. Esto se debe a que cuando el precipitado es coherente, genera a su alrededor un campo de deformación elástica mucho más severo que si el precipitado es incoherente. Esta es la causa fundamental de que el precipitado deba ser coherente.
La energía total que incrementa el precipitado en el sistema es igual a:
G=E +EMisflit
E = Energía interna.
EMisflit = Energía de desajuste (!! si el precipitado es incoherente y !! si el precipitado es coherente).
La EMisflit nos interesa porque es la que dificulta el movimiento de las dislocaciones, y se debe a la diferencia de parámetro de red. El precipitado incoherente también endurece, pero en menor medida que el precipitado coherente.
A las aleaciones que se endurecen de esta manera las llamamos aleaciones de endurecimiento estructural.
Las aleaciones, para endurecerse de esta forma, necesitan cumplir una serie de requisitos (véase fotocopia EP1).
PRINCIPIOS GENERALES
1ª Condición: Necesitan una solubilidad moderada y limitada del, o de los, elemento(s) soluto(s) de aleación, que disminuye apreciablemente al descender la temperatura.
(Véase figura 21 Sistema Al−Cu): La fase es mayoritariamente de Al, con un pequeño porcentaje de Cu. El punto triple entre , L+ y + nos da la máxima solubilidad del cobre en la fase para la correspondiente temperatura de 600ºC. Esa solubilidad nunca es a temperatura ambiente, y no puede ser muy alta.
Al disminuir la temperatura, esta solubilidad tiene que disminuir apreciablemente para que se produzca este endurecimiento.
La solubilidad, al ir disminuyendo la temperatura, se medirá en la correspondiente línea de solvus. Si cada vez hay menos Cu en , ese Cu va a formar una nueva fase ( ).
Nunca se elige una composición en estos materiales que corresponda a la máxima solubilidad, sino que se elegirá un punto con solubilidad menor, donde la solubilidad disminuirá con la temperatura.
2ª Condición: El proceso de precipitación a partir de la solución sólida presenta una secuencia de etapas con formación de fases de transición metaestables (que son las que producen mayor dureza) antes de formarse los precipitados correspondientes a las fases del diagrama de equilibrio.
El tratamiento térmico que permite obtener este tipo de precipitados se denomina bonificado, y es un tratamiento en dos etapas (véase fotocopia EP2):
- Tratamiento de disolución.
- Tratamiento de maduración.
(Véase fotocopia EP3, figura 11.11): Para destruir la estructura bifásica ( + ) con que nos venden el material (a temperatura ambiente), hay que calentarlo hasta una temperatura tal que sólo quede una fase ( ). La solubilidad de en es mayor. Después realizamos un hipertemple (enfriamiento muy brusco), de manera que la fase no tiene tiempo para desarrollarse. A esta fase que contiene mayor % de átomos de soluto de los que corresponden al equilibrio a esa temperatura se le llama solución sólida sobresaturada.
Este sistema está fuera del equilibrio. Ahora se hace un segundo tratamiento térmico que se denomina maduración o precipitación.
Si dejamos la disolución mucho tiempo a temperatura ambiente, la disolución trataría de ir hacia el equilibrio, y se acabaría por formar la fase , pero tardaríamos mucho tiempo.
Lo que se hace es llevar la temperatura hasta un valor T2 dentro del campo bifásico + (aproximadamente se elevan unos 150ºC) y se mantiene un tiempo suficiente para que se formen precipitados metaestables, que no son exactamente la fase , sino que es un precipitado anterior a dicha fase. Una vez que se ha formado este precipitado enfriamos hasta la temperatura ambiente, sin importarnos la velocidad de enfriamiento, debido a que ya se ha formado el precipitado que queríamos.
Si se hace todo este tratamiento se puede hablar de maduración artificial. Si se deja la solución sólida
en el material. Esta estructura se puede mantener provocando un enfriamiento más o menos brusco para mantener la estructura a temperatura ambiente (para una determinada composición deseada de este precipitado).
Si en lugar de enfriar la aleación, esa temperatura se mantiene tras precipitar GP−II ( ''), se forma otro precipitado ', tetragonal y totalmente incoherente con la matriz, y cuyos parámetros de red son:
a=b=4,04 Amstrongs
c=5,08 Amstrongs
Si todavía mantenemos el duraluminio más tiempo a esa temperatura, aparecerá la fase de equilibrio (CuAl2), también tetragonal y totalmente incoherente con la matriz, pero de parámetros de red distintos:
a=b=6,06 Amstrongs
c=4,87 Amstrongs
Esta fase tiene un tamaño mayor que la fase previa.
(Figura 25 o fotocopia EP8): representa la dureza Vickers en función del tiempo de maduración. En la figura 26 se observa la formación de las diferentes fases según temperatura y tiempo. Cuando aparece la fase metaestable GP−II, entonces la dureza es máxima. Se aprecia que a 190ºC no aparece la fase GP−I. Esto se debe a que cada precipitado tiene su línea de solvus.
CARACTERÍSTICAS GENERALES DEL PROCESO DE ENDURECIMIENTO POR PRECIPITACIÓN
Las primeras fases que aparecen son coherentes, pero se van a formar posteriormente fases incoherentes, mediante un proceso de nucleación y crecimiento. Las partículas precipitadas que nuclean más tempranamente durante el tratamiento térmico de envejecimiento son coherentes con la matriz y son fases metaestables que pueden formarse más rápidamente que la fase de equilibrio.
La dureza y resistencia aumentan hasta alcanzar un valor máximo (denominado pico de dureza) en la gráfica dureza−tiempo para una temperatura de maduración determinada. Este pico ocurre para una distribución y tamaño óptimos y para un grado de coherencia.
Si se sobrepasa el tiempo para el cual se alcanza el pico máximo, o si se sobrepasa la temperatura, la dureza empieza a disminuir. Se dice entonces que la aleación se ha sobremadurado o sobreenvejecido (overaging). Esto es atribuido a la pérdida de coherencia de las partículas precipitadas. Cuanto mayor sea la temperatura antes se alcanzará el sobreenvejecimiento, y el pico de dureza será más pequeño.
Altas temperaturas de maduración o prolongadas permanencias a temperaturas inferiores producen esferoidización de los precipitados si estos presentan formas poliédricas, para poder así reducir la relación S/V (Superficie/Volumen). Este proceso suele ir acompañado de una aparente coalescencia de los precipitados, es decir, la redisolución de los precipitados de pequeño tamaño y el crecimiento de los granos grandes de precipitado a expensas de los átomos redisueltos (Ostwald Ripening).
Aleaciones de base aluminio que sufren este tipo de envejecimiento por precipitación:
Al−Cu; Al−Zn; Al−Mg−Si; Al−Zn−Mg
A todas estas familias de aleaciones se las denomina Aleaciones de aluminio de alta resistencia.
Dentro de las aleaciones de aluminio podemos distinguir dos grupos:
- De forja: Tratables térmicamente (por tratamiento de endurecimiento estructural).
- De moldeo: No tratables térmicamente.
Cada familia se designa por 4 números:
El primer número indica el tipo de elemento aleante:
Serie 1000: 99% Al con impurezas de otros elementos.
Serie 2000: Aleaciones Al−Cu.
Serie 6000: Aleaciones Al−Mg−Si.
Serie 7000: Aleaciones Al−Zn.
Valores fotocopia EP7:
R (kg/mm2)= Límite elástico.
(O): Recocido de recristalización.
(T6): Tratamiento de maduración artificial.
(T4): Tratamiento de maduración natural.
RY= Resistencia a la tracción.
Estas aleaciones de alta resistencia se usan para fabricar aviones, cohetes...
Otras aleaciones que pueden sufrir este tipo de endurecimiento mediante bonificación son las siguientes (primero se escribirá la base mayoritaria):
Cu−Be; Cu−Cr; Pb−Sb−Sn
Aceros MARAGING: Se descubrieron en 1960.
Ni−Mo; Fe−Ti
Son los mas duros, con RM"2000 Mpa
Tienen estructura martensítica sumada a un endurecimiento por precipitación.
El límite de utilización de estas aleaciones es la temperatura de maduración, ya que por encima de esta temperatura perderían las propiedades de endurecimiento que les confería el tratamiento térmico. Sin embargo, por debajo de la temperatura de maduración no se pierden estas propiedades (por lo cual ese es el rango de temperaturas de trabajo de las aleaciones).
Las aleaciones de aluminio no deben ser soldadas. Hay algunas que se pueden soldar, pero deberán ser sometidas a un tratamiento post−soldadura, para evitar así la pérdida de dureza.
6) Endurecimiento por dispersión de partículas de óxido (Y2O3) :
un efecto cooperativo entre las vacantes y los átomos intersticiales.
Se forma un clúster (condensación) o asociación de vacantes, que son zonas de fácil precipitación. Las vacantes difunden ala misma velocidad que los átomos sustitucionales ("). Podemos concluir que los átomos intersticiales difunden más rápido que los átomos sustitucionales y que las vacantes.
Una vez formadas las vacantes por calentamiento e hipertemple, tras un cierto tiempo, las vacantes interactúan con las dislocaciones y forman un clúster. Si el átomo de la red y el intersticial son muy afines químicamente (y sólo en esta situación), éstos tienden a precipitar en los clúster de vacantes, formando un compuesto intermetálico. Si aparecen estos precipitados el endurecimiento es mucho mayor.
Esto se da en la ferrita hipertemplada si se deja envejecer a temperatura ambiente (aparecen carbonitruros): ACERO EXTRDULCE.
Mecanismo de endurecimiento en el que participan dos efectos:
STRAIN AGING
Al ver las curvas de tracción de los aceros de muy bajo contenido en carbono se observa este fenómeno de cedencia. Esto se va a dar en aceros agrios en los cuales el contenido en C y N es bajo; en muchos casos, la suma de la cantidad de ambos elementos no supera el 0,005% en peso.
La aparición de la zona de cedencia es debida a que se forman atmósferas de Cotrell, previamente a la realización del ensayo, entre estos átomos intersticiales y las zonas de deformación de las dislocaciones.
Este esfuerzo (límite elástico superior) es el esfuerzo necesario para desanclar las atmósferas (eliminar o desplazar las dislocaciones de esas zonas donde están concentrados los átomos de soluto intersticial).
Para desanclar las atmósferas se requiere un esfuerzo mayor que si no estuvieran actuando los átomos intersticiales. Por eso, una vez desancladas las atmósferas de Cotrell, el esfuerzo necesario para mover las dislocaciones es menor.
El tramo ondulado de la zona de cedencia está asociado a la aparición de unas marcas de deformación macroscópicas que aparecen en la zona de deformación de la probeta y que se llaman bandas de Luders.
Estas bandas de deformación aparecen en un punto de concentración de esfuerzos, generalmente en la zona de sujeción de las mordazas, y se van propagando a lo largo de ese tramo ondulado hasta cubrir todo el tramo de deformación plástica uniforme de la probeta (véase figura 29).
Cuando las bandas han ocupado toda esta zona, entonces continúa la deformación plástica, es decir, que para seguir deformando la probeta hay que aplicar un mayor esfuerzo.
Estas bandas de deformación corresponden al desanclaje de las atmósferas de Cotrell. Se van desanclando primero las zonas donde hay menor concentración de esfuerzos, y luego continúa por otras zonas. Cuando continúa la deformación plástica (zona en rojo de la figura 29), las bandas de deformación desaparecen.
Este fenómeno es importante porque esta deformación también puede aparecer durante el conformado de piezas de acero. El 40% del acero que se utiliza en el mundo es ferrítico (%C=0,02%). Éste es el acero que se utiliza para la carrocería de los automóviles.
Las bandas de Luders aparecen en las carrocerías porque se hace estampación. Partimos de una bobina de chapa laminada en frío (tiene dislocaciones). Si entre que se hizo la laminación en frío de la chapa y el tiempo
que estuvo almacenada se formaron atmósferas de Cotrell, aparecerán las bandas de deformación. Para evitarlo se hace un estirado previo. Ese estirado previo es suficiente para que no exista deformación en la chapa.
Si volvemos a dejar la chapa en el almacén durante un tiempo más o menos prolongado (pongamos por ejemplo dos meses) volverán a aparecer las bandas de deformación. Este estirado previo hay que hacerlo justo cuando se vaya a realizar la estampación (véase figura 30).
Traccionamos la probeta, hasta que al llegar a D la liberamos. La volvemos a someter a un esfuerzo de tracción, con lo que el límite elástico es el mismo que en el caso anterior (D).
(Figura 31): Si dejamos pasar tiempo entre estas dos etapas de tracción, se forman atmósferas de Cotrell, y el límite elástico que obtenemos es mayor (F).
Concluimos que en el STRAIN AGING intervienen dos fenómenos: La acritud y la presencia de atmósferas de Cotrell.
UNIDAD TEMÁTICA 2
EFECTO DE LA TEMPERATURA EN LOS MATERIALES METÁLICOS
• RECRISTALIZACIÓN DE MATERIALES.
• TERMOFLUENCIA.
• CONFORMADO DE MATERIALES EN CALIENTE. CONFORMADO EN FRÍO.
RECRISTALIZACIÓN
la deformación en frío confiere acritud a los minerales metálicos. El estado agrio supone un aumento de energía respecto a la del agregado policristalino no deformado en frío. Las estructuras agrias tienden a evolucionar hacia otras con menor número de dislocaciones.
Los cristales agrios no ceden espontáneamente su exceso de energía para pasar a cristales regulares. Para ello se requiere una energía de activación, comunicada por calentamiento externo, y un proceso de difusión de átomos a la temperatura de calentamiento.
El tratamiento térmico para eliminar la acritud de un material metálico o aleación, es el recocido contra acritud o recocido de recristalización.
Cuando un metal, suficientemente deformado en frío, es sometido a un calentamiento adecuado, se recuperan paulatinamente las propiedades mecánicas que presentaba el metal antes de la deformación.
El recocido de recristalización provoca un cambio de microestructura que disminuye la dureza del material, el límite elástico y la resistencia a la tracción, aumenta su ductilidad, e incluso cambia su estructura.
La recuperación plena de las propiedades está vinculada a la aparición de una nueva estructura de granos regulares, formada a partir de la estructura agria. Esto quiere decir que el cambio de microestructura que produce el recocido de recristalización hace que desaparezca la estructura agria y que aparezca una nueva estructura formada por cristales, sin defectos, que recibe el nombre de estructura recristalizada.
Para que aparezca esta estructura recristalizada, el recocido ha tenido que superar una determinada temperatura, denominada temperatura de recristalización primaria estática, que no es una temperatura constante en el material, sino que depende del grado de acritud previo al recocido.
Ejemplo : El latón tiene granos equiaxiales; no es una estructura agria.
