CAPITULO 4: PROPIEDADES, FORTALECIMIENTO Y COMPORTAMIENTO DE LOS MATERIALES

4.-PROPIEDADES, FORTALECIMIENTO Y COMPORTAMIENTO DE LOS MATERIALES 4.1. Imperfecciones en los Sólidos 4.1.1. Vacancias 4.1.2. Impurezas 4.1.3. Dislocaciones 4.1.4. Defectos Interfaciales 4.1.5. Maclado de Cristales (geminación o “twinning”) 4.2. Propiedades mecánicas 4.2.1. Estado de esfuerzo en dos dimensiones (esfuerzo plano). 4.2.2. Círculo de Mohr - Dos Dimensiones 4.2.3. Estado de esfuerzo en tres dimensiones 4.2.4. Otros Parámetros que Influyen en la Elasticidad 4.2.5. Comportamiento Plástico de los Materiales 4.2.6. Características del Flujo Plástico 4.2.7. Flujo de Materiales Policristalinos 4.2.8. Flujo de Materiales Cristalinos (Monocristales) 4.2.9. Deformación Plástica de Polímeros 4.2.10. Propiedades mecánicas a altas temperaturas 4.3. Fundamentos y Métodos de Fortalecimiento de los Materiales 4.3.1. Diagramas de Transformación Isotérmica 4.3.2. Influencia de los elementos de aleación 4.3.3. Tratamientos Térmicos 4.3.4. Recocido 4.3.5. Normalizado 4.3.6. Temple 4.4. Fallas y Roturas de los Materiales. 4.4.1. Fractura 4.4.2. Fatiga 4.4.3. Creep 4.5. Otras propiedades de los Materiales 4.5.1. Propiedades eléctricas de los materiales 4.5.2. Propiedades térmicas de los materiales 4.5.3. Propiedades Magnéticas 4.5.4. Propiedades Ópticas 4.6. Procesos de Deterioro Superficieal 4.6.1. Tribología 4.6.2. Electroquímica, corrosión y oxidación

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4.1 Imperfecciones en los Sólidos Hasta ahora hemos supuesto que existe un orden perfecto en los materiales cristalinos a nivel atómico. Sin embargo, tales sólidos ideales no existen, todos contienen una gran cantidad de imperfecciones. De echo muchas de las propiedades de los materiales son profundamente sensibles a desviaciones debidas a imperfecciones en las estructuras cristalinas; las influencias no son siempre adversas. Se entiende por “defecto cristalino” a una irregularidad en la red, la clasificación de las imperfecciones cristalinas se hace de acuerdo a su geometría o las dimensiones del defecto. En esta sección veremos diferentes tipos de imperfecciones, incluyendo puntuales (asociados con una o dos posiciones atómicas), defectos lineales (o de una dimensión), así como defectos intersticiales, o de frontera los cuales son en dos dimensiones. 4.1.1.Vacancias El defecto más simple es un defecto puntual conocido como una vacancia, o un sitio vacante en la red, el cual normalmente es ocupado por un átomo Figura 4.1, pero que se encuentra ausente. Las vacancias se forman durante la solidificación del material, y también son el resultado de vibraciones atómicas, las cuales pueden causar el desplazamiento de los átomos de sus posiciones normales en la red.

Intersticio

Vacancia

Figura 4.1. Representación en dos dimensiones de una vacancia y un intersticio

El número de vacancias en equilibrio Nv para un material dado depende del incremento de temperatura de acuerdo a:  Q  N V = N exp − V  (4.1) k T   En esta expresión, N es el número total de sitios atómicos, Qv es la energía de activación (energía de vibración requerida par la formación de una vacancia), T es la temperatura absoluta (grados Kelvin) y k es la constante de los gases o de Boltzman. El valor de k es 1.38 x 10-23 J/atm-K o 8.62x10-5 eV/atm-K, dependiendo de las unidades de Qv. Así el J.D.O. Barceinas-Sánchez y A.Juárez-Hernández

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número de vacancias se ve incrementado exponencialmente con el incremento en la temperatura, cuando T se incrementa en la Ecuación 4.1, también lo hace el valor de la expresión exp(-Q/ kT). Para la mayoría de los metales la fracción de vacancias Nv/N justo abajo del punto de fusión es del orden de 10-4; esto es un sito estará vacío en una red de 10,000. Un intersticio es un átomo en un cristal que ocupa un espacio de la red que bajo circunstancias normales no se encuentra ocupado. Este tipo de defecto se encuentra representado en la Figura 4.1. En los metales un átomo intersticial produce grandes distorsiones en los alrededores de la red debido a que el átomo es más grande que el intersticio en el cual se encuentra situado. Por consiguiente, la formación de este defecto no es muy común y existe en muy bajas concentraciones, las cuales son significativamente más bajas que las vacancias. 4.1.2 Impurezas Un metal puro consiste sólo de un tipo de átomos lo cual no es posible en la realidad, impurezas o átomos extraños se encuentran siempre presentes, y algunos se presentan como defectos cristalinos. Aún con las técnicas más sofisticadas de procesamiento de metales es difícil refinar los metales, incluso en caos como 99.999% de pureza se encontrará una densidad de defectos de 1022 a 1023 impurezas de átomos por metro cuadrado. Los metales más comunes raramente son metales puros, normalmente son aleaciones, en los cuales se ha añadido intencionalmente para impartir características especificas al material. Las aleaciones más comunes se utilizan para mejorara las propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión del metal. La adición de impurezas de átomos al metal resulta en la formación de una solución sólida y/o una nueva segunda fase, dependiendo del tipo de impureza, su concentración y la temperatura del sólido. Algunos términos relacionados con las impurezas de los sólidos. Soluciones sólidas: Una solución sólida se forma cuando se añaden átomos de soluto el material, la estructura cristalina se conserva y no se forman nuevas estructuras. Tal vez sería útil pensar en una analogía con una solución líquida. Una solución sólida es químicamente homogénea; las impurezas de los átomos se encuentran dispersados al azar o uniformemente dispersos en el sólido. Los defectos puntuales se presentan las soluciones sólidas, dentro de las cuales se pueden observar dos tipos: substitucionales e intersticiales. En los substitucionales, el soluto o los átomos extraños reemplazan o substituyen a los átomos de la red principal Figura 4.2. Hay varias características que determinan si los átomos del soluto y del solvente, se pueden disolver. Uno es el tamaño atómico, cantidades apreciables del soluto se pueden acomodar en el solvente cuando la diferencia del radio atómico entre los dos átomos es alrededor del ±15%. De otra manera los átomos pueden crear considerables distorsiones en la red y se puede llegar a formar una nueva fase. Otra característica es conocida como el factor electroquímico; entre más electropositivo sea un elemento y mas electronegativo el otro, las posibilidades de formar un intermetálico son altas, en lugar de una solución sólida. Un requerimiento para formar una solución sólida, es que la estructura cristalina de ambos metales sea la misma.

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Substitucional Impureza de átomo intersticial

Figura 4.2. Representación en dos dimensiones de impurezas de átomos, substitucional e intersticial

Un ejemplo de solubilidad sólida substitucional se encuentra en el cobre y níquel. Estos dos elementos son completamente solubles uno en el otro en cualquier proporción, y cumplen las reglas de solubilidad mencionadas anteriormente, los radios atómicos del cobre y del níquel son 0.128 y 0.125 nm respectivamente; sus electronegatividades son 1.9 y 1.8; y las valencias más comunes son +1 para el cobre (aun algunas veces trabaja con +2) y +2 para el níquel. Finalmente, ambos tienen una estructura cristalina FCC.

4.1.3 Dislocaciones Dislocación.- es la línea en que termina un plano extra de átomos Figura 4.3.

vector de Burgers

Figura 4.3 Posición de los átomos alrededor de una dislocación de borde

Los átomos que se hallan en la parte inferior del plano extra son atraídos a la izquierda y derecha por los átomos del plano horizontal que se halla inmediatamente abajo de ellos. Por eso, un pequeño esfuerzo puede hacer que el plano extra 1 se mueva hacia la derecha

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y empuje al plano 2 a la posición de intercambio. Así, la dislocación ha avanzado un espaciamiento atómico. Este reordenamiento de los enlaces repetidos varias veces, resulta en un deslizamiento en toda la sección transversal del cristal, aunque sólo una pequeña parte del total de enlaces atómicos sea afectada en un momento dado. Un plano dado puede deslizarse aproximadamente 103 d mediante la acción de unas 103 dislocaciones: un deslizamiento similar tiende a ocurrir en planos paralelos a distancias de 100 átomos de un plano de deslizamiento activo, un grupo de tales planos forma una franja o banda de deslizamiento, visible al microscopio. Dicha bandas están separadas unas de otras por espaciamientos de unas cuantas micras. Dada la importancia de las dislocaciones en la resistencia y plasticidad de los materiales, ya se han desarrollado procedimientos cuantitativos para su estudio. Supóngase que una porción superior derecha de un cristal se desliza sobre un plano horizontal por la acción de un esfuerzo cortante. Como la distancia deslizada y la de repetición en el cristal son las mismas, la red cristalina se mantiene perfecta en la región en que ha ocurrido el deslizamiento. La línea de dislocación tiene un trayecto curvo en el plano de deslizamiento, puesto que una dislocación debe limitar el área en que ocurrió el deslizamiento. Dos porciones de esta dislocación se conoce como orientación marginal (dislocación de borde) y orientación helicoidal. La dislocación de borde ya se ha descrito en función de planos intercalados; la dislocación helicoidal que aparece en la superficie del lado izquierdo del bloque de la figura crea una rampa en espiral de planos cristalinos en torno a ella: su aspecto puede verse con más claridad en el modelo de bolas de una estructura cúbica simple. Un vector x de longitud unitaria (tangente a la línea) especifica el sentido de la línea de dislocación. Si la dirección abarca alguna porción entre la de borde pura y la helicoidal pura, se dice que la dislocación es de orientación mixta. El desplazamiento característico relacionado con una dislocación se define cuantitativamente por el vector de Burgers b. Circuito de Burgers.- es un trayecto cerrado, de átomo a átomo en una región de cristal perfecto. Los siguientes pasos sirven para determinar el vector de Burgers Figura 4.4:

(a) (b) Figura 4.4: Ciclo de Burgers para: (a) dislocación de borde y (b)dislocación de tornillo

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1. Se traza el circuito de Burgers alrededor de la dislocación: el circuito no cierra. 2. El sentido del circuito es el de avance de un tornillo de rosca derecha, situado en la dirección x de la línea de dislocación. 3. Se cierra el circuito trazando un vector desde su comienzo (S) hasta su final (F). Este vector es el vector de Burgers. Si la región envuelta o rodeada por el circuito de Burgers contiene más de una dislocación, entonces b es el vector suma de los vectores de Burgers individuales. 4.1.4 Defectos Interfaciales Los defectos interfaciales son fronteras que tienen dos dimensiones y están normalmente separan regiones de los materiales que tienen diferentes estructuras cristalinas y/o orientaciones cristalográficas. Estas imperfecciones incluyen superficies externas, límite de grano, límite de macla, fallas de apilamiento y límites de fase Superficies Externas Uno de los límites más evidentes es la superficie externa del material, la cual es considerada como una imperfección ya que representa una frontera a lo largo de la estructura cristalina. Los átomos superficiales no se encuentran unidos a un número máximo de átomos, por lo que tienen una energía de estado más alta que los átomos que se encuentran en posiciones interiores. Para reducir esta energía, los materiales tienden a minimizar, la energía superficial. Por ejemplo, los líquidos toman una forma que les permite tener un área mínima ( las gotas tiene una forma esférica ). Claro que esto no sucede en los sólidos ya que mecánicamente son rígidos. Límites de Grano Otro defecto interfacial es el límite de grano, el cual separa dos granos o cristales que tienen diferente orientación cristalográfica en materiales policristalinos. Dentro de la región del límite, el cual tiene un tamaño de varias distancias atómicas, hay un desplazamiento atómico dentro de la orientación cristalina de un grano con respecto al grano adyacente Figura 4.5.

Figura 4.5 Representación esquemática donde se muestran los límites de grano y las posiciones de los átomos adyacentes

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Se pueden presentar varias posibilidades dentro las alineaciones cristalográficas de los límites de grano, cuando la desalineación es pequeña se dice que es un límite de grano de bajo ángulo. Estos límites se pueden describir en términos de dislocaciones que se encuentran alineados de una manera. No todos los átomos están unidos a otros átomos a lo largo de la frontera, y en consecuencia hay una energía en el límite de grano similar a la descrita en el caso de límite superficial. La magnitud de la energía es función del ángulo de orientación, siendo más grande para ángulos más grandes. Las límites de granos son químicamente más reactivos que los granos mismos como consecuencia de esta energía en el límite. Además, las impurezas de átomos segregan preferentemente a los límites de grano debido a su alta energía de estado. La energía total interfacial es más baja en materiales grandes o de grano grueso, que en aquellos de grano fino, ya que hay menos límites de grano. Los granos crecen a elevadas temperaturas para reducir su energía en los límites. Límites de maclas Un límite de macla es un tipo especial de límite de grano donde hay una red simétrica a, por lo que los átomos de un lado de la frontera se localizan en una imagen a espejo de los átomos del otro lado (Figura 4.6). La región del material entre estos límites se conoce apropiadamente como macla. Las maclas son el resultado del desplazamiento atómico que se produce cuando se aplica una fuerza mecánica (maclas mecánicas), y también durante algunos el recocido ( maclas de recocido). Las maclas ocurren en un plano cristalográfico definido y en una dirección especifica, ambas dependen de la estructura cristalina. 4.1.5 Maclado de Cristales (geminación o “twinning”) El segundo mecanismo más importante por el cual los materiales se deforman es conocido como maclado. El maclado resulta cuando una porción de un cristal toma una orientación que está relacionada a la del resto de la red sin maclar de manera simétrica. La porción maclada es una imagen a espejo del cristal original. El plano de simetría entre las dos porciones es llamado plano de macla.

Si aplicamos un esfuerzo de corte a un cristal, éste podrá sufrir maclaje sobre el plano de macla. La región a la derecha del plano de macla no está deformada, mientras que en la región a la izquierda los planos han sufrido un cizallamiento, de tal manera que se obtiene una imagen a espejo a través del plano de macla. En una red tan simple como ésta, cada átomo de la región maclada se mueve por cizallamiento homogéneo una distancia proporcional a su distancia desde el plano de macla. Los círculos huecos indican los átomos que no se han movido, los círculos punteados las posiciones originales de los átomos que se mueven y los círculos sólidos la posición final de éstos en la región maclada. Una macla es visible debido a la elevación producida por la deformación y a la diferencia en orientación cristalográfica entre ambas regiones; aún después de pulir y atacar la superficie.

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Existen aspectos fundamentales que diferencían al Deslizamiento del Maclaje. En el deslizamiento la orientación arriba y abajo del plano de deslizamiento es la misma, antes y después de la deformación, mientras que en el maclado hay un cambio de orientación a través del plano de macla. El deslizamiento usualmente se considera que ocurre en múltiplos del espaciamiento atómico, mientras que en el maclado los movimientos atómicos son menores a una distancia atómica. El deslizamiento ocurre sobre planos relativamente anchos, mientras que en una región maclada cada plano atómico está involucrado en la deformación. macla Plano de macla

(a)

(b)

Figura 4.6 representación esquemática de una macla, (a) plano de desplazamiento de átomos, (b) formación de la macla

Las maclas pueden producirse por deformación mecánica o recocido después de una deformación plástica. El primer tipo se conoce como maclas mecánicas, y el segundo como maclas por recocido. Las maclas mecánicas son producidas en metales bcc o hcp bajo condiciones de rápida carga (choque) y baja temperatura. Los metales fcc no son ordinariamente considerados para deformarse por maclado mecánico, aunque las aleaciones oro-plata se maclan relativamente fácil cuando se deforman a baja temperatura. Las maclas se pueden formar en un tiempo tan corto como unos microsegundos, mientras que para el deslizamiento hay un retraso de tiempo de varios milisegundos. Bajo ciertas condiciones, se puede oír un click o un ruido fuerte (el llanto del zinc) cuando se forman las maclas. Si se forman maclas durante una prueba de tensión, ésto producirá serraciones en la curva esfuerzo-deformación. El maclado ocurre en una dirección definida sobre un plano cristalográfico específico. No se sabe si hay o no un esfuerzo crítico cortante resuelto (critical resolved shear stress) para el maclado. Sin embargo, el maclado no es un mecanismo de deformación dominante en metales los cuales poseen varios sistemas de deslizamiento posibles. El maclado generalmente ocurre cuando los sistemas de deslizamiento están restringidos o cuando algo incrementa el esfuerzo crítico cortante resuelto, de manera que el esfuerzo

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para maclado es inferior al de deslizamiento. Esto explica la formación de maclas a bajas temperaturas o a altas velocidades de deformación en metales bcc y fcc, o en metales hcp en orientaciones que no favorecen el deslizamiento sobre el plano basal. Las deformaciones de la red necesarias para producir una macla son pequeñas, tal que la deformación neta que puede producirse por maclado es también pequeña.

4.2.- Propiedades mecánicas Deformación.- es el desplazamiento que da lugar a un cambio de forma y tamaño. Cuando un desplazamiento no produce un cambio de forma se dice que éste es un desplazamiento de cuerpo rígido. Deformación elástica.- es la deformación que desaparece cuando se elimina la fuerza que produjo dicho cambio dimensional. El comportamiento elástico de los materiales se describe por la ley de Hooke:

lo+δ lo

∫ σ dA

donde:

P

σ=Ee σ = esfuerzo normal E = módulo de Young e = deformación lineal promedio

En términos ingenieriles:

σ =

F Ao

 l − lo  e=   lo 

Otra manera de expresar la deformación, cuando ésta es muy pequeña, es la deformación verdadera. e = ∫ dl/l = ln l/lo Cuando la deformación elástica tiende a cero e y e adquieren el mismo valor. Cada deformación lineal tiene asociada una deformación cortante debido al cambio de longitud

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de un elemento (supongamos cúbico) dentro del cuerpo y ángulo entre dos líneas (o caras). γ = a/h = tan θ = θ a

θ h

Condiciones de esfuerzo - La condición de esfuerzo en la cual los esfuerzos cero a lo largo de una de la direcciones principales es llamada esfuerzo plano.

Un aspecto importante que debe notarse es que la suma de los esfuerzos aplicados es igual a la suma de los que actúan sobre el plano inclinado (normales), por lo que a esta suma se le llama cantidad invariante, la cual es independiente de la orientación del plano inclinado.

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Al gráficar el valor de los esfuerzos normales en función del ángulo de inclinación, se llega a las siguientes conclusiones:

IDENTIDADES TRIGONOMETRICAS

ESFUERZOS QUE ACTUAN SOBRE EL PLANO

ANGULOS DE ESFUERZO

1. Los valores máximos y mínimos de esfuerzos normales se obtienen cuando el esfuerzo cortante es cero. 2. El esfuerzo cortante máximo y mínimo ocurre a la mitad entre el máximo y mínimo de los esfuerzos normales. 3. La variación del esfuerzo normal y del esfuerzo cortante ocurre en la forma de onda senoidal, con un período de 180 º. Estas relaciones son válidas para cualquier estado de esfuerzo.

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ESFUERZOZ PRINCIPALES

ANGULO DEL ESFUERZO CORTANTE MAXIMO

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4.2.2. Círculo de Mohr - Dos dimensiones El círculo de Mohr es un método gráfico muy útil que permite el estado de esfuerzo de un punto sobre un plano inclinado. Rearreglando las ecuaciones para σx´ y τx´y´ se obtiene una ecuación con la forma de la ecuación de la circunferencia, con un radio igual a tmax y el centro desplazado (σx + σy)/2 a la derecha del origen. El valor de esfuerzo normal en punto más alejado de la circunferencia corresponde al esfuerzo principal máximo, mientras que el más cercano es el esfuerzo principal mínimo.

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4.2.3. Estado de esfuerzo en tres dimensiones- En la forma general de estado de esfuerzo en tres dimensiones existen tres esfuerzo principales diferentes, llamándosele estado triaxial de esfuerzo. En el caso en que dos de éstos sean iguales se le denomina estado cilíndrico de esfuerzo, mientras que cuando los tres esfuerzos son iguales se dice que es un estado hidrostático o esférico. Un análisis de esfuerzos sobre un cubo unitario arroja un total de nueve componentes de esfuerzo, pero dado que dicho cubo se encuentra en equilibrio estático solo se reducen seis componentes independientes; tres esfuerzos normales y tres cortantes. Si se analiza el caso en el que un esfuerzo s es aplicado a un cuerpo, el cual es normal al plano de un cubo dentro de dicho cuerpo, y tomando a l, m, n como los cosenos directores, las componentes de σ a lo largo de cada uno de los ejes cartesianos son Sx, Sy y Sz. Realizando la suma de fuerzas a lo largo de cada uno de los ejes cartesianos se obtiene un sistema de tres ecuaciones lineales homogéneas. Puesto que los cosenos directores son diferentes de cero el determinante resultante debe ser igual a cero.

En el análisis anterior solo no se incluyó el efecto de un esfuerzo cortante. Al introducir un esfuerzo cortante sobre el plano inclinado, el fuerzo total que se ejerce sobre éste será S2 = σ2 + τ2 = S2x + S2y S2z. Realizando la suma de fuerzas a lo largo de cada uno de los ejes y resolviendo para Sx, Sy, Sz se obtienen los valores del esfuerzo normal al plano y el esfuerzo cortante que actúa sobre éste mismo. En este caso es más fácil resolver para el esfuerzo cortante si se utilizan los esfuerzos principales.

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De igual manera que en el caso de dos dimensiones, el esfuerzo cortante máximo o principal ocurre en un plano intermedio entre dos planos principales. El esfuerzo cortante principal ocurre siguiendo la siguiente combinación de cosenos directores que biseccionan el ángulo entre dos o tres planos principales. 4.2.4 Otros parámetros que influyen en la elasticidad Conforme la temperatura aumenta, manteniendo la presión constante, los materiales sufren una deformación, denominada dilatación térmica: εT = α ∆T donde α es el coeficiente de dilatación térmica longitudinal y ∆T es el incremento de la temperatura. Otro parámetro importante es el módulo de Corte G, que es la proporcionalidad entre una deformación por corte y el esfuerzo cortante que la causo. σC = G εC La magnitud de G para un material isotrópico se determina por: G = E / 2 (1 + ν) El comportamiento elástico de los materiales se puede ver afectado por diferentes factores como los son: • Pequeñas adiciones de elementos aleantes o impureza que ejercen un efecto importante siempre y cuando no formen soluciones sólidas. • Trabajado en frío. • Endurecimiento por precipitación. • Endurecimiento por tratamiento térmico

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Una cualidad de los metales es que muestran de manera muy clara un rango elástico y otro plástico, mientras que los cerámicos muestran prácticamente sólo un comportamiento elástico. Los polímeros presentan muchos tipos de comportamiento “más allá de lo elástico”, los que dependen de su composición y estructura. Por ejemplo el caucho con enlaces cruzados no sigue una proporcionalidad entre el esfuerzo y la deformación por encima de un valor aproximado de deformación de 300%. A esta deformación se le denomina elastomérica. Cuando el esfuerzo es eliminado dichas deformaciones desaparecen gracias al cruzamiento de enlaces. En ausencia de enlaces cruzados las cadenas vecinas pueden deslizarse unas con respecto a otras y producir una deformación plástica. Otro ejemplo que muestra un comportamiento diferente es el polímero amorfo polimetilmetacrilato (Lucite), cuya curva de esfuerzo-deformación resultaría diferente si la carga se aplicara a diferente velocidad. A esta dependencia se le conoce como comportamiento viscoelástico, que comprende varios mecanismos, pero cuya característica es una dependencia muy notable de la rapidez con que se aplique la carga y de la temperatura. El comportamiento elástico de un material depende en gran medida del ordenamiento atómico, el cual le confiere cualidades de isotropía o anisotropía. Se dice que un material anisotrópico si el valor de una propiedad dada depende de la dirección en que se mide. Para que todas las relaciones en las que se involucre el módulo de Young mantengan su validez, este valor deberá ser el apropiado según la dirección considerada. La anisotropía de un monocristal proviene de la diferencia en la distribución atómica en las diversas direcciones de prueba. Los materiales policristalinos (constituidos por granos) muestran un comportamiento más cercano a la isotropía, siempre y cuando no haya deformaciones plásticas previas como las de extrusión. Al someter a un material isotrópico a una condición de esfuerzos compleja, la deformación en una dirección estará en función de los esfuerzos principales (donde n es la relación de Poisson):

4.2.5 Comportamiento Plástico de los Materiales A diferencia del comportamiento elástico de los materiales, el estudio del comportamiento plástico es más complejo, puesto que uno puede deformar plásticamente un material de diversas maneras, aunque el resultado final es un cambio de forma permanente. Para algunos materiales la deformación plástica depende sólo del esfuerzo aplicado, mientras que para otros de la rapidez y duración de la aplicación del esfuerzo, así como de su intensidad. Deformación Viscosa y Viscoelástica Deformación Viscosa.- es la deformación de un cuerpo mediante el flujo del material siguiendo un régimen viscoso. La rapidez de deformación es proporcional al esfuerzo aplicado:

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dε σ = dt η donde dε/dt es la rapidez de deformación, σ es el esfuerzo y η es el coeficiente de viscosidad. Esta ecuación se aplica prácticamente a todos los líquidos, inclusive a metales fundidos, vidrio líquido y polímeros típicos en estado de fusión. Aunque también se aplica a materiales sólidos bajo ciertas condiciones. El comportamiento viscoso de un polímero amorfo es significativamente distinto al observado en un vítreo debido a las diferencias en estructura. Vidrio.- los enlaces individuales se rompen por efecto de la energía térmica; en presencia de un esfuerzo aplicado, los enlaces se restablecen con distintos átomos vecinos, permitiendo así, que ocurra una deformación permanente. Polímero.- en el caso de estos materiales el proceso térmicamente activado es el deslizamiento de una cadena con respecto a sus vecinos es el mecanismo de deformación plástica. En consecuencia, cuando se aplica un esfuerzo a un polímero amorfo, la rapidez de deformación resultante tiene una componente viscosa y una elástica Aun materiales cristalinos como el acero, pueden deformarse de manera viscosa, pero sólo bajo un esfuerzo reducido y a altas temperaturas. La mayoría de los metales se deforman plásticamente mediante el proceso térmicamente activado de movimiento de dislocaciones. Un esfuerzo demasiado bajo para producir deslizamiento es capaz de influir en la manera en la que ocurre el movimiento y causar así la deformación lenta que se conoce como escurrimiento plástico (creep). Este fenómeno obedece la ley del flujo viscoso; la rapidez de deformación es proporcional al esfuerzo durante el escurrimiento plástico. Deformación Viscoelástica.- si nosotros estirásemos una bolsa de polietileno y mantuviéramos la fuerza durante un período de tiempo, veríamos que la bolsa habría sufrido una deformación permanente al eliminar la fuerza. Este tipo de comportamiento se encuentra en un amplio rango de transición entre el comportamiento perfectamente elástico y el idealmente viscoso. A temperaturas superiores a la de transición a vidrio Tv, la componente viscosa llega a ser más importante, y en cierto intervalo de temperaturas, el término deformación viscoelástica describe correctamente el efecto combinado de los dos mecanismos en la determinación del comportamiento observado. El fenómeno viscoelástico es notable en polímeros amorfos. El “recuerdo” de la historia o condiciones pasadas de un material viscoelástico puede afectar significativamente su comportamiento. La consecuencia de la historia del material consiste en la recuperación que sigue a un período de deformación bajo esfuerzo constante (escurrimiento plástico). Aunque la deformación después de una etapa dada t de esforzamiento es parcialmente viscosa y en parte elástica, puede desaparecer por completo con el transcurso del tiempo si las condiciones son apropiadas. Los enlaces cruzados fomentan esta conducta, conocida como secuela elástica. Por lo común, la

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recuperación es sólo parcial, y queda una deformación residual permanente, sin embargo, la recuperación es importante en polímeros conformados por laminado, extrusión o compresión.

4.2.6 Características del Flujo Plástico- El comportamiento elástico y plástico de los materiales puede ser perfectamente analizado mediante las curvas esfuerzo-deformación. La alumina experimenta una deformación plástica despreciable, mientras que los metales y polímeros experimentan un flujo plástico considerable. En la práctica se manejan dos valores que tienen que ver con el comportamiento plástico de los materiales, el primero es el esfuerzo de cedencia (o fluencia), que es el esfuerzo en el que comienza la deformación plástica, el segundo es la resistencia última a la tensión, que es el esfuerzo máximo que un material puede soportar antes de la ruptura. La resistencia a la cedencia es especialmente importante porque la mayor parte de las máquinas y estructuras deben trabajar en el rango elástico. Generalmente la definición más útil de resistencia a la cedencia es la del corrimiento de 0.2 % (en una gráfica esfuerzo-deformación). El mecanismo de fluencia en polímeros es el realineamiento de cadenas poliméricas antes de que empice el deslizamiento en la dirección de deformación. En la mayoría de los metales la fluencia comienza con movimientos atómicos que inmovilizan el movimiento de las dislocaciones. Cuando el esfuerzo se intensífica estas dislocaciones se liberan y comienzan a moverse y a generar otras dislocaciones móviles. La región resultante de la deformación plástica, llamada banda de Lüders, se propaga a través del material.

4.2.7. Flujo de Materiales Policristalinos- Una manera aproximada de determinar la deformación plástica de algunos metales es el utilizar la siguiente ecuación: σ = Kεn donde σ es el esfuerzo efectivo ε la deformación efectiva, K el coeficiente de resistencia y n el exponente de endurecimiento por deformación. La velocidad de deformación y la temperatura pueden modificar enormemente el comportamiento plástico de los materiales.

4.2.8. Flujo de Materiales Cristalinos (Monocristales)- A diferencia del flujo viscoso, que ocurre aun por acción de pequeños esfuerzos aplicados, el deslizamiento en un plano cristalino principia sólo después de que el esfuerzo aplicado ha alcanzado cierto valor requerido, τc, que es el esfuerzo cortante crítico, y se puede respresentar fácilmente como un esfuerzo cortante que actúa en plano y en la dirección de deslizamiento. Si una muestra cilíndrica es sometida a un esfuerzo de tensión σ, hasta un valor σc en el que se inicia el deslizamiento, el esfuerzo τc puede calcularse de la siguiente manera:

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τc =

F

cosθ = σ c cosθ cos φ A cos φ

Si se gráficase el esfuerzo cortante en función de la deformación por corte para un cristal de cobre, se vería que el comportamiento elástico lineal ordinario ocurre sólo hasta un esfuerzo τc = 1 X 105 N/m2; por encima de τc las dislocaciones existentes se mueven y producen una microdeformación adicional a la deformación elástica. A un esfuerzo superior, τm, comienzan a crearse dislocaciones adicionales según diversos procesos, lo que se describe por el término multiplicación de dislocaciones. La deformación plástica aumenta entonces con rápidez al crecer el esfuerzo cortante, y la gráfica esfuerzodeformación se convierte en lineal a deformaciones mayores (Etapa I). Las líneas de deslizamiento individuales tienden a concentrarse en grupos para formar una banda de deslizamiento; después de que cierta cantidad de deslizamiento se ha producido en el plano primario, los planos {111} restantes empiezan a participar en la deformación (Etapa II). Durante ésta última, el esfuerzo aumenta con rápidez a medida que continúa la deformación.

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FORMACIÓN DE BANDAS (ETAPA II) Un material policristalino se deforma también por deslizamiento, pero en este caso, sobre cada grano (cristal) se ejercen dos tipos de restricciones, a) una dislocación es detenida por una frontera de grano tan pronto atraviesa su propio cristal. Sólo después de que se ha acumulado muchas dislocaciones en la frontera, el esfuerzo local se incrementa lo necesario para originar deslizamiento en el grano contiguo, b) el hecho de que no más de cinco sistemas de deslizamiento independientes deben operar para permitir que un grano se deforme y pase a la forma arbitraria impuesta por los granos vecinos.

Dislocación (el defecto más importante). ¿Que tan fuerte tiene que ser un material en función de sus enlaces? La respuesta se basaría en el comportamiento elástico de los materiales. Si un esfuerzo cortante τ que opera sobre un sólido, produce una deformación por corte según la ecuación γ=τ/G donde G es el módulo de elasticidad al corte (aprox. 1011 N/m2 para el hierro). Las fuerzas interatómicas que enlazan los átomos con un espaciamiento d, deben mantenerlos enlazados durante el desplazamiento elástico de 0.1d (una deformación por corte de 0.1), como se aprecia en la figura. El enorme esfuerzo cortante necesario para producir esta deformación elástica en el hierro puede calcularse con la ecuación arriba presentada. La resistencia del hierro alcanza este valor teórico sólo en condiciones privativas, p.ej. en un filamento cristalino. En la práctica el hierro cede a un esfuerzo de una centésima parte. J.D.O. Barceinas-Sánchez y A.Juárez-Hernández

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En un desplazamiento elástico de aproximadamente 0.001d, el hierro responde a un esfuerzo cortante de sólo 108 N/m2 deslizando una o más posiciones reticulares en todo el plano del cristal (produciendo una deformación plástica). La razón de que un pequeño esfuerzo pueda producir deformación plástica en una estructura cristalina fuertemente ligada es que, si existe una dislocación, sólo unos cuantos enlaces deben ser “reajustados” en cada paso.

4.2.9. Deformación Plástica de Polímeros A diferencia de los materiales inorgánicos los polímeros se deforman plásticamente por el deslizamiento de una cadena sobre otra, puesto que la unidad estructural (mero) no se puede romper o reemplazar sus enlaces. En un polímero vítreo se pueden cumplir dos requisitos para que haya deformación: (1) debe estar disponible cierto volumen vacío en el interior del polímero a fin de acomodar la cadena en su nueva posición, y (2) algunos ángulos de enlace se deben flexionar desde posiciones de baja energía hasta los de alta energía, para permitir el desplazamiento de una porción de la cadena. La energía para estos procesos la proporcionan los esfuerzos cortantes aplicados. En laminillas cristalinas, la deformación está restringida por el requisito de mantener la regularidad espacial. Esfuerzos de tensión prolongados pueden provocar el deslizamiento de cadenas de polímeros y su posterior alineación. En polímeros vítreos las bandas de deslizamiento se agrupan en dirección del esfuerzo cortante máximo. En una etapa posterior, se desarrollan cuarteaduras perpendiculares al esfuerzo de tensión aplicado; dichas cuarteaduras son precursoras de las grietas que conducen a la ruptura final. En polímeros cristalinos las laminillas primero se deslizan una frente a otra y luego, de acuerdo a su orientación, se comprimen o separan físicamente. El siguiente paso es la disgregación de laminillas en pequeños bloques, que quedarán incorporados en microfibras (fibrillas). 4.2.10. Propiedades mecánicas a altas temperaturas En general la resistencia de los materiales disminuye con el aumento de la temperatura. Puesto la movilidad de los átomos se incrementa con la temperatura, los procesos deformación son controlados por la difusión de materia, lo que tiene un efecto significativo sobre las propiedades mecánicas a temperaturas altas. Éstas también favorecen la morbilidad de las dislocaciones por el mecanismo de escalamiento o trepado. La concentración de equilibrio de vacancias se incrementa con la temperatura. Mecanismos de deformación nuevos empiezan a jugar un papel importante a altas temperaturas. En algunos materiales los sistemas de deslizamiento cambian, o se activan sistemas adicionales.

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Variación del esfuerzo de flujo con la temperatura para diversos materiales

Otro factor importante a considerar es el efecto de una exposición prolongada a altas temperaturas sobre la estabilidad de los metales y aleaciones. Por ejemplo, un metal trabajado en frío recristalizará y sufrirá crecimiento de grano, mientras que las aleaciones endurecibles por envejecimiento se pueden sobre-envejecer y perder su resistencia tan pronto como las partículas de segunda fase crecen. La interacción de un material con su ambiente es también otro factor importante a considerar. La oxidación catastrófica y su penetración intergranular debe evitarse al máximo.

Efecto del trabajado en frío sobre la resistencia de fluencia del hierro puro. Las micrografías muestran los cambios correspondientes en el número y la distribución de dislocaciones

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Por mucho tiempo la principal aplicación de metales a alta temperatura estuvo dedicada a plantas generadoras de energía mediante vapor, refinerías de petróleo y plantas químicas. La temperatura de operación de equipo tal como calentadores, turbinas de vapor y unidades de fraccionamiento, raras veces excedían los 540 oC. Con la introducción de turbinas de gas se requirió del desarrollo de materiales que soportaran temperaturas de alrededor de 815 oC. El diseño de máquinas más poderosas ha llevado este límite hasta los 980oC. Una característica importante de la resistencia a alta temperatura es que siempre se debe considerar su evolución respecto del tiempo. Se considera que las propiedades de tensión de la mayoría de los metales a temperatura ambiente, para propósitos prácticos, son independientes del tiempo. Sin embargo a altas temperaturas la resistencia se vuelve muy dependiente de la velocidad de deformación y del tiempo de exposición. Algunos metales bajo estas condiciones se comportan en buen grado como materiales viscoelásticos. Un metal sometido a una carga constante de tensión a alta temperatura, fluirá y experimentará un incremento de su longitud en función del tiempo. La dependencia de la resistencia con el tiempo es diferente para cada tipo de material. Lo que para un material es una temperatura elevada, para otro no lo es. La mejor manera de comparar las propiedades mecánicas de materiales diferentes, a temperaturas diferentes, se hace en términos de la relación de la temperatura de prueba y el punto de fusión, expresados en grados Kelvin. Esta relación se denominada temperatura homóloga. Generalmente, la fluencia lenta se hace de importancia ingenieril cuando la temperatura homóloga es mayor que 0.5. La selección de las pruebas mecánicas para medir alguna propiedad de un material a temperatura alta, debe hacerse en base al tiempo de servicio que este material tendrá. Por ejemplo, la prueba de fluencia lenta (creep), mide el cambio dimensional que ocurre a temperaturas altas durante un período largo, mientras que la prueba de resistencia a la tensión mide el efecto de la temperatura sobre la capacidad para soportar carga. La curva esfuerzo-deformación y las propiedades de flujo y fractura, derivadas de una prueba de tensión, dependen fuertemente de la temperatura a la cual ésta se realiza. En general, la resistencia decrece y la ductilidad aumenta conforme la temperatura se incrementa. Sin embargo, los cambios microestructurales tal como la precipitación, envejecimiento o recristalización pueden, en ciertos rangos de temperatura, alterar este comportamiento. Los procesos térmicamente activados asisten la deformación y reducen la resistencia a temperaturas elevadas. A temperaturas altas y/o períodos largos de exposición, pueden ocurrir cambios estructurales que resultan en una deformacióndependiente del tiempo o fluencia lenta (creep). El incremento de la temperatura hace que la curva esfuerzo-deformación de un acero medio carbono cambie notoriamente. También puede observarse una rápida disminución del esfuerzo de cedencia de metales bcc conforme la temperatura aumenta, mientras que para el Ni (fcc) esta dependencia es más pequeña. Otro aspecto importante, es el hecho de

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que algunos los metales bcc son frágiles a bajas temperaturas (W a 100 oC, Fe a -225 oC), mientras que el Ni muestra una pequeña disminución en ductilidad sobre el mismo rango de temperatura. En metales fcc el esfuerzo de flujo depende poco de la temperatura, pero el exponente de endurecimiento por deformación decrece con el aumento de la temperatura. Esto resulta en un aplanamiento de curva esfuerzo deformación con el incremento de la temperatura, manifestándose en una mayor dependencia de la resistencia a la tensión de la temperatura. En la deformación en tensión a temperaturas elevadas puede ocurrir la formación de más de un cuello en una probeta. La medición de la dureza a una temperatura alta puede dar una buena idea de la utilidad potencial que puede tener un material en dicho rango de temperatura. Westbrook mostró que la dependencia de la dureza con la temperatura se puede expresar por la ecuación: H = A e-BT donde: H = es la dureza T = temperatura de prueba, oK A, B = constantes

Gráficas de H en función de la temperatura para metales puros, generalmente muestran dos líneas rectas de diferente pendiente. Este cambio en pendiente ocurre a una temperatura alrededor de un medio del punto de fusión del metal (temperatura homóloga de 0.5). Un comportamiento similar se observa en gráficas del logaritmo de la resistencia a la tensión contra la temperatura. Es probable que el cambio de pendiente se deba a un cambio en el mecanismo de deformación a temperaturas altas. La medición de la dureza como una función de la temperatura muestra cambios abruptos en los puntos donde ocurren transformaciones alotrópicas. Pruebas de dureza en caliente sobre Co, Fe, Ti, U y Zr han mostrado que la estructura cúbica centrada en el cuerpo es siempre más suave. Las estructuras cúbicas centrada en las caras y la hexagonal compacta tienen aproximadamente la misma resistencia, mientras que estructuras más complejas pueden mostrar una dureza mayor. Estos argumentos están de acuerdo con el hecho de que las aleaciones austeníticas de fierro tienen una resistencia mayor que las aleaciones ferríticas a temperatura alta. Respecto al comportamiento a la fractura que muestran la mayoría de los materiales policristalinos se observa una transición de fractura transgranular a intergranular, conforme la temperatura se incrementa. Cuando la fractura transgranular ocurre, los planos de deslizamiento son más “débiles” que los límites de grano, mientras que para una fractura intergranular el límite de grano es el componente más “débil”. En este caso la velocidad de deformación tiene una influencia importante. Para el estudio de la fractura se ha definido el concepto de temperatura de equicohesividad (ECT), que es el punto en el que los granos y los límites de grano tienen la misma resistencia. Conforme ECT disminuye, la tendencia a la fractura intergranular aumenta.

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160 Acero de baja resistencia y alta tenacidad Temperatura de transición de dúctil a frágil 41x107 N/m2 resistencia de fluencia

Resistencia Charpy 120

Acero de mediana resistencia 87x107 N/m2

80

Acero de alta resistencia y baja tenacidad

40

150 x 107 N/m2 resistencia de fluencia 0 -160 –120 –80 -40

0

40 80 120 160 200

Temperatura de ensayo

o

C

Datos de pruebas de impacto para diversas temperaturas

4.3 Fundamentos y Métodos de Fortalecimiento de los Materiales 4.3.1 Diagramas de Transformación Isotérmica Estos diagramas, también conocidos como diagramas T -T -T, muestran las transformaciones que ocurren cuando el material es mantenido a cierta temperatura, por cierto período de tiempo. Los diagramas T- T -T se determinan calentando muestras muy pequeñas hasta una temperatura en donde presenten estructura Austenítica. Después, las muestras se transfieren rápidamente a baños de sales o de plomo fundido, los cuales están a diferentes temperaturas. Las muestras se mantienen por diferentes tiempos, desde un segundo hasta días o semanas después de lo cual se enfrían rápidamente en agua. De esta manera el porcentaje de material transformado, en condiciones específicas de tiempo y temperatura puede ser evaluado, así como la naturaleza y productos de transformación. Para esta evaluación se utilizan métodos dilatométricos, difracción de rayos "X" y metalografía. Los diagramas obtenidos son de la forma que muestra la Figura 4.7. En ellos las ordenadas indican las temperaturas y las abscisas el tiempo graficado logarítmicamente. Por su forma característica, estos diagramas han sido llamados curvas "S", sin embargo, la adición de elementos de aleación modifica dicha forma. Como se observa en la figura, estos diagramas consisten en dos curvas fundamentalmente, las cuales denotan el inicio y fin de transformación, a la izquierda de ellas existe exclusivamente Austenita metaestable, el intervalo de tiempo necesario para que la reacción se inicie, se conoce como período de incubación. La sección entre las dos curvas es el tiempo de reacción y la parte a la derecha de la curva de fin de transformación, indica el producto formado.

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En un acero eutectoide, una vez que las reacciones han terminado, los productos que se obtienen son Perlita Gruesa, alrededor de los 700°C, alrededor de 550°C, se encontrará Perlita Fina; a 450°C la estructura será de Bainita Superior mientras que, cercana a los 250°C aparecerá Bainita Inferior. Por debajo de la: horizontal, marcada por la temperatura Ms, el producto de la transformación será Martensita. 4.3.2. Influencia de los elementos de aleación Los elementos de aleación pueden subdividirse en dos grupos, dependiendo de como se afecte la descomposición de la Austenita. a) Aquellos que tienen efectos parecidos al carbono, los cuales disminuyen la velocidad deFormación de Perlita y Bainita y bajan la temperatura de formación de Martensita.

Figura 4.7. Diagrama T-T-T, típico de un acero Eutectoide.

Estos elementos no forman carburos y en caso de hacerlo serán menos estables que la cementita. En orden decreciente de importancia, estos elementos son Níquel, Manganeso, Cobre, Silicio, Fósforo y Azufre. b) Los elementos de este grupo Son básicamente Cromo y Mo1ibdeno, los cuales retardan considerablemente la formaci6n de Perlita y también aunque no tan marcadamente la f formación de Bainita, y bajan la temperatura de formaci6n de Bainita y Martensita, mientras que elevan la de formaci6n de Perlita.

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A las altas concentraciones estos elementos separan las reacciones, creando al centro del diagrama una zona de Austenita metaestable, (ver la Figura 4.8). Existen otros factores que afectan las curvas de transformación isotérmica, entre ellos se cuentan el tamaño de grano, el cual a su vez es función del tiempo y la temperatura de austenización. El grano grueso provoca en general un aumento de las temperaturas de transformación. Los carburos no disueltos y las inclusiones no metálicas por lo general aceleran la velocidad de transformación. Por último las condiciones de manufactura del material pueden provocar alteraciones del diagrama. 4.3.3 Tratamientos Térmicos La importancia de los tratamientos térmicos radica en el hecho de que por medio de ellos es posible modificar la microestructura y las propiedades mecánicas de los metales, las cuales pueden ser ajustadas a necesidades específicas de trabajo. Un tratamiento térmico consiste fundamentalmente de tres etapas, calentamiento, permanencia y enfriamiento. Las etapas de calentamiento y permanencia se rigen básicamente por las mismas consideraciones para todos los tratamientos térmicos. La etapa de enfriamiento es la que define el tipo especifico de tratamiento. Velocidad de calentamiento Durante las etapas iniciales de calentamiento la superficie de la pieza alcanza temperaturas mayores a las del centro. Este efecto se incrementa cuando las piezas tienen secciones de espesores diferentes, ya que, cada una, se calentará a diferente velocidad. Estas diferencias en temperatura se disminuyen precalentando las piezas a temperaturas inferiores a A1, o bien, aplicando velocidades de calentamiento bajas.

Figura 4.8. Diagrama T -T -T, mostrando la separación de las reacciones Perlítica y Bainítica en un acero altamente aleado.

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El precalentamiento puede eliminarse y la velocidad de calentamiento ser aumentada, cuando las piezas son pequeñas y simétricas. El tiempo de calentamiento puede calcularse usando expresiones estándares o bien gráficas derivadas de estas. La Figura 4.8, muestra el diagrama del tiempo de calentamiento en función, de la secci6n para aceros carbono y de baja aleación. La velocidad de calentamiento, no depende únicamente de la forma y dimensiones de la pieza, otros factores, tales como, la capacidad del homo, y el grado de empacamiento deben tomarse en cuenta. Temperatura y tiempo de permanencia Para cada grado de acero existen rangos de temperatura donde el material puede ser calentado. La temperatura adecuada debe seleccionarse tomando en consideración el tipo de tratamiento térmico que se dará, así como, las características físicas y mecánicas que desean obtenerse. Una vez que el material ha alcanzado la temperatura adecuada, el tiempo que debe permanecer en ella depende de la cantidad de carburos disueltos que se deseen. Debido a que la cantidad de carburos varía de acero a acero, el tiempo de permanencia también variará con el material. Aceros al carbono y de baja aleación. Estos materiales contienen carburos fáciles de disolver, por lo que requieren tiempos cortos de permanencia, por lo general tiempos de 15 minutos por pulgada de sección, son suficientes. Aceros de media aleación. En general el tiempo recomendado es de 25-30 minutos sin que en este caso las dimensiones de la pieza tratada sean muy importantes. Para endurecimiento a la flama o por inducción el tiempo de permanencia dependerá de la temperatura usada para el tratamiento, necesitándose tiempos más cortos para temperaturas mayores. Por lo general, tiempos de minutos y en algunos casos de segundos, son empleados. Para aceros de herramientas de baja aleación. En este caso el tiempo debe ser calculado con mayor precisión para asegurar la dureza deseada, como regla general se sugiere mantener 30 segundos por milimetro de sección; sin embargo, el tiempo no deberá ser menor de cinco minutos, ni mayor de 1 hora, en ningún caso.

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Figura 4.9. Tiempo de Ca!entamiento hasta 850°C para barras de diferente sección.

Velocidad de enfriamiento La velocidad de enfriamiento define las características a obtener del material y por lo tanto establece los diferentes tratamientos térmicos, cuando el enfriamiento se lleva a cabo a velocidades bajas, (por ejemplo dentro de un horno ), el tratamiento se llama Recocido. Cuando la velocidad es alta (por ejemplo agua), el tratamiento se conoce como Temple y cuando se usan velocidades intermedia (como aire}, se denomina Normalizado. 4.3.4 .Recocido El recocido tiene como principal finalidad el ablandar el material, produciendo al mismo tiempo una estructura los más homogénea posible. Para propósitos generales, el Recocido puede ser subdividido en dos categorías: a) Recocido de Austenización completa. En el cual el material es calentado por encima del rango de temperatura crítica de transformación y enfriado lentamente. b) Recocido Subcrítico. En el cual el calentamiento es efectuado justamente por abajo de la temperatura critica de transformación. Recocido de austenización completa Como se vio al estudiar el diagrama Fe-C, cuando el acero se calienta por encima de la temperatura crítica de transformación, la estructura consiste totalmente de Austenita. Durante el enfriamiento lento dicha fase se transformará, de acuerdo a las reacciones dadas por el diagrama, obteniéndose Ferrita + Perlita en aceros hipoeutectoides,

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únicamente la Perlita en aceros eutectoides y Perlita + Cementita en el caso de aceros hipereutectoides. En general, se puede decir que con este tratamiento se obtiene Perlita más Ferrita o Cementita según la composición del acero. Otra característica que se logra con el recocido de austenización completa es el refinamiento del grano o sea el tamaño de grano obtenido después del tratamiento será menor que el original lo cual, en general, mejora la ductilidad del material y aumenta la tenacidad si el material es posteriormente endurecido. Recocido de recristalizacion En realidad este tratamiento cae en el rango de austenización incompleta o subcritico, sin embargo, se trata por separado ya que presentan características especiales. Cuando el material se deforma en frío, la estructura adquiere cierto grado de acritud, los granos son deformados y la dureza aumenta provocando con esto que el material tenga un límite más allá del cual no puede seguir deformándose. Con el recocido de recristalización se logra recuperar la estructura equiaxial original, eliminar las tensiones producidas por la deformación y bajar la dureza, lo cual permitirá su ulterior deformación sin riesgo de fractura. Recocido sub-crítico El objetivo fundamental de este tratamiento es el mismo que el recocido de austenización completa, o sea ablandar el material. Si bien en algunos casos la dureza no llega a ser tan baja, existen razones que hacen este tratamiento más ventajoso. Debido a la menor temperatura de tratamiento no existe gran descarburación y la velocidad de enfriamiento una vez terminado el tratamiento no tiene tan gran influencia en la dureza o subestructura, lo cual simplifica grandemente el tratamiento. Recocido de esferoidización Con este tratamiento de logran las durezas mas bajas del rango. Cuando un acero con estructura perlítica es sometido a este tratamiento, las laminas de cementita empiezan,

después de algún tiempo, a reponerse. A medida que el tiempo transcurre, la laminillas fraccionadas tienden a globilizar y al final los extremos se unen para formar esferoides. El proceso es acelerado a medida que la temperatura aumenta, siempre y cuando no se sobrepase la temperatura critica, ya que si esto sucede, el carbono se disolverá en la austenita y la estructura se reformara como laminillas.

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4.3.5 Normalizado El tratamiento consiste en calentar el acero alrededor de 50-60°C por encima de la temperatura crítica de transformación, manteniéndose a dicha temperatura por un periodo corto de tiempo y enfriando al aire. El normalizado produce recristalización del acero, eliminando la estructura de grano grueso obtenida por laminación, fundición, forja, etc. Debido a que en este caso la velocidad de enfriamiento es mayor que en el recocido, la descomposición de la austenita se lleva a cabo a temperaturas más bajas, lo cual cambia la proporción de Ferrita y Perlita, aumentando la resistencia y la dureza en comparación al acero recocido (ver figura 4.10). La aplicación del tratamiento de normalizado depende del acero a tratar. En los aceros de muy bajo carbono se utiliza como substituto del recocido, garantizando una mejor superficie de corte y disminuyendo el tiempo de tratamiento. Para los aceros alrededor de 0.3 % C°, se puede usar como substituto del temple y revenido, ya que la operación es más sencilla, produce menor deformación y las propiedades mecánicas son solamente ligeramente menores. En los aceros hipereutectoides se utiliza para destruir la red de cementita, la cual aparece con enfriamientos lentos.

Figura 4.10. Dureza del acero, en función del contenido de Carbono después de: 1. Temple en agua. 2. Temple en aceite. 3. Normalización.4. Recocido total. 5. Recocido subcritico. J.D.O. Barceinas-Sánchez y A.Juárez-Hernández

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4.3.6 Temple El tratamiento térmico de temple, puede describirse como calentamiento del material hasta una temperatura superior a la crítica de transformación, (rango en el que todo el material tendrá estructura Austenítica), seguido de enfriamiento rápido a una velocidad tal que la transformación de la Austenita sea suprimida hasta el rango de Transformación Martensítica, lo cual resultará en una estructura de Martensita. En el tratamiento de temple, la etapa de precalentamiento es más crítica que en el recocido y normalizado ya que los riesgos de que el material se fracture debido a gradientes térmicos, es mayor, lo cual por otro lado, en general, provoca distorsiones fuertes. Medios de enfriamiento. El enfriamiento desde la temperatura de Austenización puede ser efectuado en diferentes medios, dependiendo del tipo de acero, forma de la pieza y propiedades deseadas. Para aceros al carbono el medio de enfriamiento es casi siempre agua. A medida que el acero va siendo más aleado, la velocidad de enfriamiento requerida va siendo menor y por lo tanto, el medio de enfriamiento será menos severo. A medida que la severidad de temple es menor la distorsión de la pieza tratada, será menor también. A continuación se describen algunos de los medios de enfriamiento más comunes. Agua. Posiblemente el medio más usado, sin embargo, el agua pura no es tan adecuada, ya que su máxima eficiencia de enfriamiento es alrededor de 300°C, temperatura en la que la transformación a Martensita se inicia en un gran número de aceros. La adición de sal al agua provoca un aumento en la capacidad de enfriamiento y el rango en el cual se tiene la máxima capacidad de extracción de calor, cambia a aproximadamente 500°C. Estas diferencias se muestran esquemáticamente en la Figura 6.5, la que muestra también que la capacidad de enfriamiento del agua disminuye mucho arriba de 60°C. Aceite. El enfriamiento en aceite es bastante más lento que en agua. La velocidad mayor de enfriamiento se encuentra alrededor de 600°C y es relativamente lenta en el rango de formación de Martensita. Debido a la baja capacidad de extracción de calor, el temple en aceite de aceros de baja y media aleación se restringe a piezas de sección pequeña. Una manera de aumentar la capacidad enfriadora del aceite (así como del agua) consiste en agitar vigorosamente el medio. La influencia de la agitación en la profundidad de temple se muestra en la Figura 4.11.

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(a)

(b)

Figura 4.11. (a) Capacidad de enfriamiento del agua pura. b. Capacidad de enfriamiento de agua con 11% de Na CI .

Figura 4.12. Influencia de la agitación en la velocidad de enfriamiento. 1) Sin agitación. 2) Con agitación.

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Otra manera de aumentar la severidad del aceite es calentándolo entre 50 y 80°C, lo cual lo hace más fluido y aumenta la capacidad enfriadora. Emulsiones. Con emulsiones agua-aceite soluble, es posible obtener una gama de velocidades de enfriamiento, sin embargo, la capacidad de extracción es, en general, inferior a la del aceite. El mismo resultado se obtiene si de una manera involuntaria algo de agua es añadida al aceite, además, el riesgo de fractura se verá aumentado ya que la Martensita se formará más rápido en la superficie, que en el centro, lo cual aumentara la concentración de esfuerzos superficiales. Si el agua y el aceite no están bien mezclados, ocurrirá un calentamiento rápido del agua, seguido de una brusca generación de vapor, lo que puede dar lugar a una explosión. Agua con aditivos especiales. El media de enfriamiento, debería enfriar el material rápidamente hasta la temperatura de inicio de formación de Martensita (Ms) y después, lentamente hasta temperatura ambiente. La adición de ciertas substancias al agua, hace posible tener medios de enfriamiento muy cercanos al ideal. Una de estas mezclas conocida comercialmente como aquaquench contiene 8% de hidroxil-polieter substituido y 98% de agua. La adición de 2% de aquaquench al agua reduce en mucho el riesgo de fractura, sin deterioro de las propiedades mecánicas La adición de 15% da un medio de enfriamiento muy similar al aceite pero el riesgo de incendio es totalmente eliminado. Baños de Sales. Los baños de sales más empleados para propósitos de enfriamiento consisten en mezcla a partes iguales de nitratos de Sodio y de Potasio. Los baños de sales, son muy buenos para temple de aceros que tengan buena templabilidad y secciones pequeñas. La capacidad de enfriamiento aumenta a medida que la temperatura del baño baja y la agitación aumenta. El tiempo adecuado de permanencia en el baño varía de 2 minutos por centímetro de sección para temperaturas bajas y secciones pequeñas, a 4 minutos/cm de sección a altas temperaturas y secciones grandes. La capacidad de enfriamiento del baño de sales puede aumentarse con adiciones de agua, sin que estas sean mayores del 0.5 -0.5% con lo cual, dicha capacidad se duplica.

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La figura 4.12 ,resume las capacidades de enfriamiento de diferentes medios de enfriamiento.

4.3.6. Templabilidad Considerando que la velocidad de enfriamiento es mayor que la crítica, o sea, que se evita la formación de productos intermedios como Perlita, Bainita, etc., la dureza que se obtiene por medio del temple, es función del contenido de carbono del material. La relación entre dureza, contenido de carbono y cantidad de Martensita, se muestra en la Figura 4.13. Templabilidad es la habilidad que tiene el acero para endurecerse por la formación de Martensita. La templabilidad determina la profundidad de capa endurecida, o sea, que un acero con alta templabilidad presentará mayor profundidad de capa endurecida que uno de baja templabilidad. Existen varios tipos de pruebas para evaluar la templabilidad, a continuación se describen brevemente dos de las más importantes. Ensayo Jominy Esta prueba consiste en calentar una pieza como la que se ilustra en la Figura 4.14 a, en condiciones iguales a la del tratamiento térmico. La muestra una vez terminadas las 2 primeras etapas del tratamiento, es transferida rápidamente al dispositivo mostrado en la Figura 4.14 b, y templada únicamente por un extremo, usando para tal fin un chorro calibrado de agua a 25°C. De esta manera una gama de velocidades de enfriamiento es producida a lo largo de la barra, desde temple severo en la porción en contacto con el agua, hasta enfriamiento al aire en el otro extremo. Cuando el enfriamiento termina se

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maquina una superficie plana de 0.38 mm de profundidad en dos porciones paralelas de la barra y se mi de la dureza cada 2 mm a lo largo de la pieza. Graficando dureza contra distancia del extremo templado se puede obtener la profundidad de temple característica del material como se muestra en la Figura 4.15. Determinación del diámetro crítico Este método fue desarrollado por Grossmann y consiste en tomar una serie de barras, de diferentes diámetros y templarlos en un medio determinado. Empleando metalografía se determina la cantidad de Martensita presente en cada barra. El diámetro de la barra que tenga 50% de Martensita en el centro dará el diámetro crítico. (D°). La severidad de temple, dada por el medio de enfriamiento, permite convertir el diámetro crítico en diámetro ideal (D), el cual se define como el diámetro de una barra, la cual es enfriada en la superficie a una velocidad infinitamente rápida y que produce una estructura que en el centro consta de 50% Martensita. El valor (D) es entonces una medida de la templabilidad del acero, independientemente delmedio de enfriamiento.

%c Figura 4.13. Relación entre dureza, contenido de Carbono y % Martensita.

a) 99% Martensita. b) 95% Martensita. c) 90% Martensita. d) 80% Martensita. e) 50% Martensita.

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Figura 4.14 a) Probeta Jominy; b) Vista general del dispositivo Jominy.

(a)

(b)

J.D.O. Barceinas-Sánchez y A.Juárez-Hernández

CAPITULO 4: PROPIEDADES, FORTALECIMIENTO Y COMPORTAMIENTO DE LOS MATERIALES

4.3.7 Revenido Cuando un acero es templado, la formación de Martensita le imparte propiedades de alta dureza y baja tenacidad, lo cual provoca que sea muy frágil. Por otro lado, la transformación Austenita-Martensita, introduce esfuerzos altos en el material, los cuales pueden generar en fractura. Para disminuir dichos esfuerzos, el material templado debe someterse a un recalentamiento, el cual a su vez disminuirá la tenacidad del material, dicho tratamiento es conocido como Revenido y debe efectuarse inmediatamente después del temple. El Revenido se puede subdividir en tres etapas (cuatro para aceros aleados), las cuales describen los cambios que ocurren en el material al pasar por diferentes temperaturas, de la siguiente manera: Primera Etapa: Descomposición de Martensita y precipitación de Carburo épsilon. Segunda Etapa: Transformación de Austenita Retenida, básicamente a Bainita. Tercera Etapa: Transformación del Carburo Epsilon a Cementita. Cuarta Etapa: Precipitación de Carburos Aleados. Las temperaturas a las que estas etapas se efectúan dependen de la velocidad de calentamiento. A 1O°C/min., se localizan a 100-200°C; 200-325°C; 325-450°C, 450700°C, respectivamente. La descomposición, tanto de Martensita como de Bainita, depende de tiempo y temperatura y sigue el patrón de los diagramas temperatura-tiempo-transformación. La interrelación entre dureza, tiempo y temperatura, se ilustra matemáticamente usando la expresión formulada por HoIlomon y Jaffe: P = T(k + log t) donde: P= Parámetro de Revenido. T= Temperatura en grados Kelvin. k. y