TEMA V: PLASTICIDAD. FLUENCIA A ALTA TEMPERATURA 5.1 5.2 5.3 5.4 5.5 5.6 5.7

Introducción. Características fundamentales de la fluencia a alta temperatura. Ensayos de deformación plástica a alta temperatura. Fluencia en monocristales: subida de dislocaciones. Mecanismos de fluencia en policristales sin fase intergranular. Mecanismos de fluencia en policristales con fase intergranular. Superplasticidad.

5.1 INTRODUCCIÓN. Como vimos en el tema anterior, la deformación plástica a baja temperatura de los sólidos cristalinos se asocia, fundamentalmente, al movimiento y multiplicación de dislocaciones bajo la acción de tensiones mecánicas. Todo proceso de deformación plástica lleva asociados cambios microestructurales que, a temperaturas suficientemente bajas, son irreversibles. En monocristales, por ejemplo, el cambio microestructural asociado al movimiento de dislocaciones consiste, fundamentalmente, en un aumento de la densidad de estos defectos en los planos de deslizamiento, formándose intersecciones que dificultan su movimiento y producen el endurecimiento por deformación del cristal. Bajo estas condiciones, la deformación depende exclusivamente de la tensión aplicada y se produce de forma prácticamente instantánea. La situación en condiciones de alta temperatura es distinta. A estas temperaturas —generalmente por encima de un 40% de la temperatura de fusión, 0.4Tf, para cerámicos, 0.3-0.4Tf para metales y entorno a la temperatura de transición vítrea, Tg, para polímeros—, los cambios microestructurales asociados al proceso de deformación son parcialmente compensados por procesos de restauración microestructural de naturaleza difusional. En consecuencia, la principal diferencia entre los procesos de deformación a baja y a alta temperatura es que, en este último caso, los procesos de difusión desempeñan un papel fundamental. Estos procesos de restauración evitan el agotamiento o desactivación del mecanismo de deformación y, por tanto, una determinada tensión provoca la deformación del material indefinidamente, hasta que cesa su aplicación o el material se rompe. De esta forma, la deformación no depende ahora exclusivamente de la tensión aplicada, sino también del tiempo y, por supuesto, de la temperatura a la que tenga lugar el ensayo. Por ejemplo, los procesos difusionales modifican de manera esencial el deslizamiento de dislocaciones ya que posibilitan que puedan moverse fuera de su plano de deslizamiento por movimiento de subida. Por tanto, el descenso de movilidad de las dislocaciones existentes al cruzarse entre sí conforme aumenta su densidad es menos pronunciado a alta temperatura y el endurecimiento por deformación es menor. Bajo determinadas condiciones, la disminución de movilidad de las dislocaciones por efecto de su acumulación al aplicar una tensión externa es exactamente igual al ritmo al que esta movilidad aumenta por activación del movimiento de subida u otros mecanismos de restauración. En tal caso no hay endurecimiento, y el material se deforma (fluye) a un ritmo (esto es, a una velocidad de deformación) constante. Según lo anterior, en estos procesos de fluencia estacionaria, el mecanismo de deformación (llamado también mecanismo principal o primario), que es el responsable de la deformación del sólido, debe estar acomodado por un proceso simultáneo que relaje las tensiones internas generadas. En términos sencillos, el mecanismo de deformación marca ―cuánto‖ se deforma el sólido (es decir, su ductilidad), mientras que el mecanismo de acomodación marca ―a qué velocidad‖ lo hace (es decir, su resistencia a la fluencia). En general, existe más de un mecanismo de acomodación de las tensiones internas (multiacomodación). En tal caso, el mecanismo que controla la velocidad de deformación es el más lento de ellos. El estudio del comportamiento de los materiales a temperaturas elevadas y, en particular, de la plasticidad a estas temperaturas es muy importante, puesto que en muchas ocasiones los materiales operan bajo estas condiciones (por ejemplo, en turbinas, motores, tuberías de alta presión en petroquímicas, centrales nucleares, etc.) y en ese caso sus propiedades de fluencia determinan su vida útil. Si el material se ve sometido a unas condiciones donde su resistencia a la fluencia es baja, puede dejar de comportarse adecuadamente y fallar de modo prematuro (un ejemplo es el derrumbamiento de las torres gemelas en Nueva York).

5.2 CARACTERÍSTICAS FUNDAMENTALES DE FLUENCIA A ALTA TEMPERATURA. Consideremos un sólido al que, a una temperatura T suficientemente elevada, se le aplica una tensión  en compresión; si la carga se aplica durante un tiempo suficientemente grande, se observa entonces una deformación plástica del material que varía en el tiempo; este proceso se denomina fluencia. La curva ideal deformación–tiempo de un material a alta temperatura se muestra en la figura. En general, en el estudio de la plasticidad a alta temperatura es más útil representar la fluencia de los materiales en una gráfica velocidad de deformación–deformación también denominada curva de fluencia.

En ambas curvas se distinguen tres regímenes de deformación:

5.2.1 Régimen primario o transitorio. En este régimen la deformación aumenta con el tiempo de una forma no lineal. En general, el régimen primario se caracteriza porque la velocidad de deformación disminuye monótonamente con el tiempo. Este régimen está precedido de la deformación elástica instantánea del material. Las causas del régimen transitorio son diversas. En monocristales, por ejemplo, está asociado a cambios microestructurales que limitan el deslizamiento de las dislocaciones. En estos sistemas, además, si la densidad inicial de dislocaciones es extremadamente baja, el régimen primario presenta una característica peculiar: la velocidad de deformación aumenta inicialmente con la deformación debido a la multiplicación de dislocaciones. En policristales, este periodo transitorio puede estar asociado a procesos de densificación, crecimiento de grano, reordenamiento de la estructura de granos o, incluso, al movimiento viscoso de la fase secundaria en policristales fabricados con fases vítreas. En cualquier caso, la aparición y características del régimen primario dependen de la composición de los materiales y de las condiciones a las que se deformen.

5.2.2 Régimen secundario o estacionario. En este régimen la deformación varía linealmente en el tiempo. Aquí, la velocidad de deformación es constante, y es la magnitud que se utiliza para describir este régimen y, por extensión, el proceso de fluencia en general. El régimen estacionario surge como consecuencia del balance entre el cambio microestructural asociado al mecanismo de deformación y la acomodación de tensiones (o restauración microestructural) mencionada anteriormente. Como en el régimen primario, las características del estacionario (en particular, su extensión y la velocidad de deformación característica) dependen del material y de las condiciones en las que tenga lugar la deformación. En particular, como puede apreciarse en las figuras que se muestran a continuación, depende fuertemente de la temperatura y de la tensión aplicada (ver figuras).

Como ya se ha mencionado, en los estudios de fluencia, la magnitud más importante a determinar es, precisamente, la velocidad de deformación característica del estado estacionario. El motivo es que los procesos cinéticos que tienen lugar en el régimen primario son muy variados y complejos, lo que hace difícil su identificación mientras que en el secundario pueden identificarse con relativa facilidad. La velocidad de deformación en régimen estacionario, como se aprecia en la figura anterior, depende de la tensión aplicada forma potencial (la pendiente de dichas rectas sería el exponente, notar escala bilogarítmica), pero también de la temperatura de ensayo, y por supuesto de características microestructurales y ambientales. En general, se suele describir su comportamiento mediante la siguiente expresión:

  A(S )d  e p

n



Q RT

donde A(S) es una función de los parámetros microestructurales y ambientales (forma de los granos, porosidad, características de las posibles segundas fases presentes, atmósfera del ensayo, etc.), d es el tamaño de grano,  la tensión aplicada y T la temperatura absoluta. Los parámetros p (exponente de tamaño de grano), n (exponente de tensión) y Q (energía de activación) se denominan genéricamente parámetros de fluencia del material, y caracterizan la variación de la velocidad de deformación con el tamaño de grano, la tensión y la temperatura, respectivamente. La obtención de los parámetros de fluencia a partir de las curvas velocidad de deformación frente a deformación es inmediata, como veremos más adelante. 

Q

NOTA: Esta expresión recuerda claramente a la primera Ley de Fick de la difusión ( D  D0 e RT ), lo que no es de extrañar teniendo en cuenta que éste fenómeno juega un papel primordial en la fluencia. También conviene notar la similitud de esta expresión con la ecuación de flujo Newtoniano que Q

vimos en el tema de viscoelasticidad:

    Ae RT  (basta hacer n=1 y despejar).

Los valores de estos parámetros de fluencia, junto con el análisis microestructural adecuado, permiten identificar los mecanismos de deformación activos. En efecto, cada mecanismo de deformación está caracterizado por una dependencia con la tensión aplicada y la temperatura (y en el caso de policristales, también con el tamaño de grano), de modo que el conjunto de parámetros de fluencia proporciona una información preliminar acerca de los mecanismos activos. Sin embargo, el análisis microestructural es necesario por dos motivos fundamentales: en primer lugar, porque un mismo conjunto de parámetros de fluencia puede ser compatible con más de un mecanismo y, en segundo lugar, porque en el transcurso de la deformación pueden ocurrir otros procesos inducidos por la exposición a altas temperaturas o tensiones (crecimiento de grano, transformaciones de fase, procesos de oxidación y degradación, etc.) que afectan a los resultados y que, por tanto, han de ser tenidos en cuenta en la interpretación de los resultados de un ensayo de fluencia.

5.2.3 Régimen terciario o acelerado. En este régimen la deformación aumenta rápidamente con el tiempo hasta la rotura del material. En general, el régimen terciario aparece para altas deformaciones (es decir, por acumulación de deformación) o bien en condiciones experimentales en las que el mecanismo principal deja de estar acomodado, a temperaturas o tensiones excesivamente altas. Como consecuencia de esta falta de acomodación aparece un deterioro microestructural y se produce inestabilidad mecánica en el material (de forma similar a lo que sucedía en el

fenómeno de estricción). Una forma típica en que esto sucede es mediante un fenómeno de cavitación o formación de cavidades incontrolado (existen otros mecanismos), según se aprecia en el esquema de la figura:

5.3 ENSAYOS DE DEFORMACIÓN PLÁSTICA A ALTA TEMPERATURA.

VELOCIDAD DE DEFORMACIÓN (u.a.)

El método experimental más común para estudiar la fluencia a alta temperatura es la realización de ensayos uniaxiales (que se denominan ensayos de fluencia), complementados con un estudio microestructural orientado a identificar los mecanismos de deformación en estado estacionario. El dispositivo experimental es similar a otros ensayos uniaxiales, pero se usan pesos muertos para garantizar una carga constante durante los ensayos y es preciso utilizar extensometría (tanto para longitud como para sección) para obtener resultados fiables. El conjunto muestra + pistones reintroduce en un horno y, opcionalmente, en un dispositivo adecuado para controlar la atmósfera del ensayo. En los ensayos de fluencia se registra en función del tiempo la deformación de la muestra; y a partir de ella se calcula por derivación numérica la velocidad de deformación, que se representa en función de la deformación para dar la curva de fluencia del material en las condiciones del ensayo. A partir de este tipo de curvas se determinan los parámetros de fluencia n, p y Q que relacionan la velocidad estacionaria con la tensión aplicada, el tamaño de grano y la temperatura, respectivamente. Consideremos un ensayo a temperatura T en el que la muestra se deforma bajo una tensión i; una vez alcanzado el estado estacionario, la velocidad de deformación correspondiente será i , que se relaciona con T constante

i en la forma

i  A(T , S ) i n . f . i i

f > i i

donde A(T, S) es un parámetro que incluye la dependencia de la velocidad de la deformación con las variables independientes de . A una cierta deformación arbitraria (pero en estado estacionario),  = i, se cambia la tensión de i a f, de modo que, de nuevo, tras el régimen transitorio aparece el estado estacionario de deformación caracterizado por una velocidad  f que verifica:

DEFORMACIÓN (u.a.)

 f  A(T , S ) f n

Si el ensayo tiene lugar a temperatura constante, y si se extrapola la velocidad de deformación  f al valor de la deformación a la que tiene lugar el cambio de tensión, las constantes A(T, S) anteriores son iguales, de modo que, dividiéndolas, se obtiene:

 f   f  i   i

  

n

de donde,

n

 ln   ln 

T ,S

  f ln     i  f ln   i

        i

El valor de n obtenido corresponde al valor de la deformación al que tiene lugar el cambio. En general, los cambios de tensión  son del orden del 20 %, y se realizan a intervalos regulares de deformación de aproximadamente   3-5 %.

El cálculo de la energía de activación se realiza de modo análogo, como se esquematiza en la figura de la derecha, según la ecuación:

Q  R

 ln ε  ( 1/T) σ, S

 ε  ln  f  ε  R  i   1 1    T T  i   f

ε  εi

VELOCIDAD DE DEFORMACIÓN (u.a.)

También se puede calcular el exponente de tensión n, midiendo el valor de la velocidad de deformación estacionaria a un valor fijo de deformación para distintos valores de la tensión aplicada. Si se representa, en escala logarítmica, la velocidad de deformación frente a la tensión (ver figura) se obtiene una línea recta cuya pendiente es el exponente de tensión. Este método, al contrario que el anterior, requiere disponer de un número de muestras relativamente grande; además, es necesario preparar cuidadosamente las muestras en condiciones idénticas ya que, en rigor, la velocidad de deformación estacionaria no debe medirse a deformación constante sino a estado microestructural constante. Por eso, en general, es preferible el primer método que se denomina comúnmente método diferencial.

constante

. f

. i Ti

i

Tf > Ti

El único parámetro que no es susceptible de ser calculado según el método diferencial es el exponente de tamaño de grano, porque esta magnitud no puede modificarse en el transcurso de un ensayo de fluencia. Para DEFORMACIÓN (u.a.) determinar este parámetro, es necesario ensayar, en idénticas condiciones de temperatura, tensión aplicada y deformación final (dentro del estado estacionario) muestras distintas con distintos tamaños de grano, y representar la velocidad de deformación estacionaria frente a d; la pendiente de la recta de mejor ajuste a los puntos experimentales en escala logarítmica es el exponente p. Para conocer cual es el mecanismo primario de deformación y cual es el mecanismo de acomodación que gobierna la fluencia del material ensayado es preciso complementar los ensayos mecánicos con estudios de la evolución microestructural en el transcurso de los ensayos mediante técnicas de microscopía. Este estudio microestructural complementario es necesario porque, un mismo conjunto de parámetros de fluencia puede corresponder a más de un mecanismo de deformación y por otro, mecanismos con parámetros característicos distintos a priori pueden dar lugar a los mismos valores aparentes si concurren otros procesos. Las técnicas utilizadas son fundamentalmente la microscopía electrónica de barrido (SEM) y de transmisión (TEM). El SEM permite identificar posibles mecanismos intergranulares en la deformación de policristales y describir mesoscópicamente la microestructura de los materiales. Es particularmente útil para identificar procesos de crecimiento de grano y, si el microscopio dispone de los detectores adecuados, cambios en la composición o la estructura de las fases presentes. La microscopía electrónica de transmisión se utiliza generalmente en estudios de deformación de monocristales y de los mecanismos intragranulares en policristales (estructura de dislocaciones, maclas, etc.). A continuación estudiaremos los diferentes mecanismos de deformación primarios y de acomodación que pueden activarse en cada tipo de material.

5.4 FLUENCIA EN MONOCRISTALES: SUBIDA DE DISLOCACIONES. En monocristales, el mecanismo primario de deformación a alta temperatura sigue siendo el deslizamiento de dislocaciones. Una particularidad del proceso de deslizamiento a alta temperatura es que, en general, en estas condiciones existe un mayor número de sistemas de deslizamiento, debido a que la tensión que opone la red al movimiento de las dislocaciones (la tensión de Peierls y, en consecuencia, la tensión de cizalladura resuelta crítica) varía, disminuye, con la temperatura. La variación no es la misma para todos los sistemas de deslizamiento de manera que puede ocurrir que un sistema de deslizamiento que nunca se activaría en condiciones normales a baja temperatura, pase a ser activo a alta temperatura. De esta manera, a alta temperatura es mucho más común el fenómeno deslizamiento múltiple, es decir, la activación simultánea de más de un sistema de deslizamiento. Por otra parte, como ya vimos, a alta temperatura las dislocaciones (en arista) pueden moverse fuera de su plano de deslizamiento, en un movimiento denominado subida (―climb‖). Consideremos una dislocación en arista en la posición A de un cristal (ver figura), y supongamos que la fila de átomos que pasa por A y es perpendicular al plano de la figura se elimina. En tal caso, la dislocación pasa a situarse un plano de átomos por encima de su posición A original: este proceso se denomina subida positiva. Si, por el contrario, se añade una fila adicional de átomos al cristal, entonces la dislocación se sitúa por debajo de su localización original, y se habla entonces de subida negativa. En el caso de subida positiva, es claro que eliminar la fila de átomos en A da requiere vacantes que se muevan hacia la dislocación o creación de defectos intersticiales que se alejen; análogamente, la subida negativa requiere la migración de intersticiales hacia la dislocación o de vacantes que se alejen. Debido a esta característica, el proceso de subida de dislocaciones se denomina movimiento no conservativo. Además, dado que el movimiento de defectos puntuales es de naturaleza difusional, la subida sólo puede darse en condiciones de temperatura suficientemente elevada. El proceso descrito en los párrafos anteriores corresponde al movimiento de subida de una dislocación completa. En general, la eliminación de la fila de átomos en A no es completa, y, en subida, se forman codos en la dislocación (―kinks‖ o ―jogs‖, dependiendo, respectivamente de que se formen o no en el plano de deslizamiento). El proceso de subida está controlado por la facilidad de movimiento de estos codos de dislocación. Consideremos entonces el proceso de deformación plástica a alta temperatura ideal de un monocristal por deslizamiento de dislocaciones en arista. Al aplicar una tensión, y tras la deformación elástica instantánea inicial, las dislocaciones existentes en el cristal (suponiendo que no hay multiplicación) se mueven según el (los) sistema de deslizamiento activo hasta abandonar el cristal o hasta encontrar un obstáculo a su movimiento. Estos obstáculos pueden ser defectos puntuales o precipitados macroscópicos, aunque, en general, es la interacción con otras dislocaciones (por ejemplo, la formación de una dislocación sésil, de poca movilidad, o jog como consecuencia de la intersección de dos dislocaciones en deslizamiento) la que limita en mayor grado el deslizamiento. Estos obstáculos se denominan térmicos, porque pueden ser vencidos por fluctuaciones de temperatura. Las fronteras de grano, que provocan el apilamiento de dislocaciones, por el contrario son obstáculos atérmicos. Si la temperatura es baja, el proceso que se ha descrito da lugar al endurecimiento del cristal. En cambio, si la temperatura es lo suficientemente alta, la dislocación en arista anclada puede abandonar el plano de deslizamiento original por subida a un plano de deslizamiento libre de obstáculos, continuando así el proceso de deformación. La subida de dislocaciones es el principal mecanismo de acomodación (restauración) en la fluencia a alta temperatura de monocristales puros: se habla, en tal caso, de que el comportamiento del material es el de fluencia restauración. Para este proceso se han propuesto varios modelos que relacionan la velocidad de

deformación estacionaria con la tensión y la temperatura. Estos modelos predicen un exponente de tensión n = 4.5 y una energía de activación Q igual a la energía de autodifusión de las especies químicas involucradas en el proceso. La subida de dislocaciones se produce simultáneamente, en general, al deslizamiento cruzado de dislocaciones helicoidales pero en cualquier caso, es la subida el mecanismo que controla la velocidad de deformación, puesto que conlleva mayores energías de activación y por tanto es el proceso más lento. Además de la subida, existe otro proceso comúnmente identificado como mecanismo de acomodación en la fluencia de monocristales de baja pureza. Si existe un elevado número de defectos puntuales, es decir, una sobresaturación de vacantes o bien de átomos intersticiales en el caso de soluciones sólidas, aparece un mecanismo combinado de deslizamiento + subida de dislocaciones pero controlado por el arrastre de la nube de defectos (Atmósfera de Cottrell) existente alrededor de las dislocaciones que tiende a dificultar su deslizamiento. En tal caso, se obtiene un exponente de tensión n = 3, y la energía de activación se relaciona con la difusión de defectos en el cristal.

5.5 MECANISMOS DE FLUENCIA EN POLICRISTALES SIN FASE INTERGRANULAR. En el caso de los policristales, su comportamiento mecánico a alta temperatura está íntimamente relacionado con la existencia de fronteras de grano, como también sucede a baja temperatura. Sin embargo, mientras que a temperaturas bajas las fronteras de grano enduren el material, al constituir barreras atérmicas para el deslizamiento de dislocaciones y producir el apilamiento de dislocaciones. A alta temperatura, sin embargo, las fronteras de grano son las regiones donde tiene lugar preferentemente la deformación plástica de los policristales. Esto se debe a que, a estas temperaturas, tienen lugar reacciones en estado sólido en las fronteras de grano, que dan lugar a nuevos mecanismos primarios de deformación. En efecto, la energía interfacial asociada a la existencia de estas regiones es alta de modo que, en general, las fronteras de grano son lugares preferentes para procesos de difusión y reacciones en estado sólido. En el estudio de la fluencia a alta temperatura en policristales, cabe distinguir entre los denominados mecanismos intragranulares y los intergranulares.

5.5.1 Deslizamiento de dislocaciones (mecanismo intragranular). El deslizamiento de dislocaciones, principal mecanismo de fluencia en monocristales, sigue siendo posible en policristales y constituye el primer tipo de mecanismo intragranular que vamos a estudiar. No obstante, el deslizamiento de dislocaciones, acomodado también por movimientos de subida de las dislocaciones, presenta una serie de características propias en policristales por la presencia de las fronteras de grano. En primer lugar, las fronteras de grano constituyen regiones donde se produce preferentemente el apilamiento de dislocaciones; en consecuencia, estos defectos constituyen obstáculos atérmicos para el deslizamiento. Además, las ligaduras geométricas en las zonas de contacto entre granos producen nuevas y más complejas formas de deslizamiento de dislocaciones en el interior de los granos. Además, las fronteras pueden ser, de hecho, fuentes de dislocaciones. Desde el punto de vista macroscópico, este mecanismo intragranular puede identificarse porque está asociado a exponentes de tensión n > 2 (en general, n  5 o n  3) y, además, porque la fluencia es entonces independiente del tamaño de grano (p = 0) debido a que se generan nuevas subjuntas de grano por apilamiento de dislocaciones y, por tanto, el tamaño de grano inicial es irrelevante. La evolución de la microestructura durante la deformación consiste, principalmente, en la formación de subgranos debido al apilamiento de dislocaciones. El tamaño de los subgranos es inversamente proporcional a la tensión aplicada. Además, los granos se deforman en igual medida que el policristal, de modo que es también característico de este tipo de mecanismos un alargamiento de los granos en las direcciones de tracción. Estos mecanismos son dominantes generalmente en la deformación plástica de policristales metálicos, aunque también se han identificado en algunos cerámicos (por ejemplo, Al2O3 o ZrO2) bajo determinadas condiciones.

5.5.2 Fluencia difusional (mecanismo intra o intergranular). El mecanismo de fluencia difusional se basa en el hecho de que, bajo la acción de una tensión mecánica, la concentración de defectos puntuales varía en zonas de las fronteras de grano con distinta orientación con respecto al eje de tensión. En particular, en regiones de los granos sometidas a tracción, la concentración de vacantes es mayor que en regiones sometidas a compresión. El gradiente de concentración de defectos hace que,

a alta temperatura (cuando los coeficientes de difusión son suficientemente grandes), se produzca la difusión de estos defectos, que es equivalente a un transporte neto de materia en sentido contrario. Este transporte de materia da lugar a la deformación plástica de los granos y, por tanto, del policristal. Si la difusión de defectos puntuales tiene lugar por el interior del grano (intragranular), el mecanismo se denomina fluencia Nabarro – Herring. En este caso, la velocidad de deformación estacionaria depende de la energía de activación asociada a la difusión de la especie química de menor movilidad por el interior del grano, Qvol. Además, depende inversamente del cuadrado del tamaño de grano, d -2. En general, la fluencia Nabarro – Herring se observa en policristales de tamaño de grano grande (d ≥ 1 m) en condiciones de alta temperatura y a tensiones bajas (por debajo de las tensiones que inducen el deslizamiento de fronteras de grano).

 



Por el contrario, si la difusión tiene lugar a lo largo de las fronteras de grano, el mecanismo se denomina fluencia Coble (intergranular). Ahora, la velocidad de deformación estacionaria depende de la energía de activación asociada a la difusión de la especie química de menor movilidad pero a lo largo de las fronteras de grano, Qfro, y la dependencia con el tamaño de grano es d -3. En general, la fluencia Coble es predominante sobre la fluencia Nabarro – Herring en policristales de tamaño de grano pequeño (< 1 m), y a temperaturas ligeramente menores.

En general, a alta temperatura, las tensiones necesarias para activar mecanismos intragranulares en policristales son muy superiores a las que se requieren para que la deformación se produzca por un mecanismo intergranular, de modo que son éstos los más frecuentes en el estudio de los sistemas policristalinos. En particular, la mayor parte de los materiales cerámicos policristalinos se deforma, a alta temperatura, por algún mecanismo intergranular. En los procesos de fluencia difusional, el cambio de forma macroscópico del material se debe al cambio de forma de los granos que lo forman. Debido a este cambio de forma, en el transcurso de la deformación, los granos deformados deben deslizar unos sobre otros a fin de asegurar la cohesión del cristal. Este efecto se ilustra en la figura. El deslizamiento de los granos a lo largo de sus fronteras que se muestra en la figura contribuye, en este caso, a la acomodación del mecanismo principal. En este sentido, es distinto del mecanismo de deslizamiento de granos que describiremos más adelante. En algunos casos, el mecanismo de fluencia difusional puede ser acomodada también por difusión de defectos a través de las fronteras de grano. Se habla entonces de fluencia difusional acomodada por reacción en la intercara. En este caso, la velocidad de deformación estacionaria también depende de la energía de activación asociada a la difusión de la especie correspondiente, pero la dependencia con el tamaño de grano es d -1, y la con la tensión es  2. La figura muestra los dominios de tensión y temperatura controlados por cada uno de los mecanismos que acabamos de estudiar que son los más importantes en metales (aluminio en este caso)

5.5.3 Deslizamiento de fronteras de grano (mecanismo intergranular). Uno de los principales mecanismos de deformación plástica a alta temperatura de policristales cerámicos (recientemente también se ha observado en metales con tamaño de grano nanométrico), es el deslizamiento en fronteras de grano (Grain Boundary Sliding, GBS). En este mecanismo, la deformación tiene lugar porque los granos cambian de vecinos durante el proceso de deformación, sin que los propios granos se deformen. Este proceso se esquematiza en la figura:

Durante el deslizamiento, se generan tensiones internas en los puntos donde la frontera de grano no es plana, fundamentalmente en los puntos triples de la estructura. Estas tensiones deben ser relajadas para que la deformación tenga lugar en condiciones estacionarias y, en consecuencia, es el mecanismo de relajación de tensiones internas el que controla la velocidad de deformación. Existen varios mecanismos de acomodación para el GBS. Por ejemplo, la distorsión elástica de los propios granos contribuye a la relajación de tensiones, aunque, en general, su efecto es pequeño. La mayor parte de la relajación es proporcionada por procesos difusionales, aunque existen condiciones en la que el deslizamiento de dislocaciones por el interior de los granos contribuye también a la acomodación del mecanismo. El más importante proceso de GBS es el acomodado por difusión. El modelo comúnmente invocado para este mecanismo de deformación es el debido a Ashby y Verral, que acepta la hipótesis de que, durante el deslizamiento, unidades básicas formadas por cuatro granos adoptan una forma intermedia de cuello (como en la figura anterior). En este caso, la velocidad de deformación estacionaria está controlada por los procesos difusión en volumen y en las fronteras de grano. La fluencia Ashby – Verral se caracteriza por n = 1 y una energía de activación efectiva que es un promedio de las energías asociadas a la difusión en volumen y a lo largo de las fronteras de grano. Además, existe una tensión umbral, por debajo de la cual no existe deslizamiento de fronteras de grano como mecanismo principal de deformación, sino fluencia difusional acomodada por deslizamiento de grano. El GBS también puede estar acomodado por reacción en la intercara (modelo de Artz y Ashby). En tal caso, el exponente de tensión es n = 2, y el exponente de tamaño de grano es p = 1 o 2. Además, dependiendo del material y de las condiciones experimentales, pueden existir otros mecanismos de acomodación como, por ejemplo, el deslizamiento de dislocaciones.

5.6 MECANISMOS DE FLUENCIA EN POLICRISTALES CON FASE INTERGRANULAR. Estos sistemas se caracterizan porque, en las fronteras de grano, existe una fase secundaria que aparece como consecuencia del proceso de fabricación. En la figura se esquematiza la estructura de las fronteras de grano en presencia de una fase vítrea intergranular. Si la fase intergranular es cristalina, los mecanismos de deformación del policristal son, esencialmente, los ya descritos anteriormente, con la salvedad de que ahora la difusión a lo largo de las fronteras de grano tiene lugar en la fase secundaria y, por tanto, depende de los coeficientes de difusión en esta fase.

Fase secundaria

Desde el punto de vista del comportamiento mecánico a temperaturas altas, es más interesante el caso en que la fase secundaria es vítrea, porque su viscosidad puede disminuir hasta niveles próximos a la de los líquidos. La presencia de esta fase secundaria afecta a los procesos de deformación, básicamente, de tres formas. En primer lugar, la fase vítrea constituye una trayectoria de mayor difusividad, lo que facilita el transporte de materia con respecto al caso en que las fronteras de grano están ―secas‖. En segundo lugar, las fronteras de grano constituyen, en presencia de una fase vítrea, una localización preferente para la formación de cavidades que, en determinadas ocasiones, pueden generar un estado de deformación estacionaria. Por último, la fase vítrea puede actuar como lubricante en el proceso GBS: el movimiento viscoso de la fase secundaria facilita la rotación y deslizamiento de los granos. Atendiendo a estos tres factores, los mecanismos de deformación en policristales con fase vítrea intergranular son disolución – precipitación, cavitación y fluencia viscosa.

5.6.1 Mecanismo de disolución–precipitación Es similar al proceso de fluencia difusional aunque con ciertas particularidades. Este mecanismo implica tres procesos que tienen lugar secuencialmente: En primer lugar, se produce la disolución de material cristalino de los granos en las fronteras sometidas a compresión; en segundo lugar, el material disuelto se difunde en la fase intergranular hasta que, finalmente, precipita en fronteras de grano sometidas a tracción (ver figura). Debido a que estos procesos ocurren a la vez, el más lento de ellos es el que controla la velocidad de deformación; así, se habla de disolución–precipitación controlado por difusión (si el proceso más lento es la difusión a lo largo de la fase vítrea) o bien controlado por reacción en la interfase (si los procesos más lentos son las reacciones de disolución o precipitación). Los distintos modelos propuestos para el mecanismo de disolución–precipitación controlado por difusión predicen n = 1; en caso de que la velocidad esté controlada por reacción en la interfase, es n = 2. En cuanto a la energía de activación, no es sencillo, en general, relacionarla con los procesos cinéticos, puesto que éstos ocurren secuencialmente. El mecanismo de disolución–precipitación ha sido identificado, como mecanismo primario, en la fluencia de algunos policristales con fases vítreas (como el nitruro de silicio). No obstante, en general, participa del proceso de fluencia como mecanismo de acomodación de, por ejemplo, GBS.

5.6.2 Mecanismo de cavitación Como ya se ha mencionado, la fase intergranular constituye un lugar preferente para la aparición de cavidades. En general, la cavitación constituye un paso previo a la fractura a alta temperatura de los materiales; de hecho, suele aparecer como consecuencia de la falta de acomodación del mecanismo principal y, normalmente, en regiones de la curva de fluencia próximas al régimen terciario. No obstante, en policristales con fase intergranular sometidos a tracción, la cavitación puede constituir un mecanismo de deformación relativamente estable. En efecto, la fase secundaria se distribuye, bien a lo largo de las fronteras de grano o bien en bolsas (pockets) o puntos triples de la estructura de granos. Si se aplica al policristal una tracción externa, estos pockets están sometidos a una tensión hidrostática, que tiende a hacerlos aumentar de tamaño. Si no se abren cavidades, entonces el crecimiento de las bolsas está limitado por la cantidad de fase secundaria disponible. Ahora bien: si se abre una cavidad en una bolsa, se relajan las tensiones generadas, de modo que esta bolsa contiene ahora una zona libre de tensiones conectada a otras bolsas sometidas a tensiones hidrostáticas. Por tanto, se produce un flujo de fase vítrea desde la región que contiene la cavidad, a fin de satisfacer la demanda de material vítreo por parte de los demás pockets (succión); en otras palabras, la cavidad generada crece, y la dilatación de los canales intergranulares y bolsas sin cavidades es acomodada por el movimiento de rotación y deslizamiento de los granos. En el mecanismo de cavitación que acabamos de describir, la velocidad de deformación estacionaria depende de forma exponencial con la inversa de la tensión aplicada y la energía de activación está relacionada Q

con la de la viscosidad de la fase secundaria (recordar relación entre viscosidad y temperatura:   Ae RT ).

Además, en este modelo, la velocidad de deformación es independiente del tamaño de grano. Por supuesto, además de ser en ocasiones el mecanismo principal de deformación, la formación controlada de cavidades puede también ayudar relajar las tensiones generadas durante el GBS, actuando como mecanismo de acomodación.

5.6.3 Mecanismo de fluencia viscosa En este mecanismo la deformación plástica tiene lugar por la expulsión de la fase secundaria de su posición intergranular. En general, este proceso tiene un carácter transitorio, ya que sólo está activo cuando existe una cantidad apreciable de fase intergranular. Si toda la fase secundaria ha sido expulsada de las fronteras de grano, la deformación no puede proseguir por este mecanismo y debe activarse otro mecanismo que dé lugar a un estado estacionario. La máxima deformación plástica que un material puede experimentar por flujo viscoso está relacionada con la fracción volumétrica de fase secundaria presente y, en general, esta deformación no excede del 2 %. Aún cuando se observan deformaciones mayores por fluencia viscosa, esto no corresponde a un verdadero estado estacionario, sino a un estado ―transitorio‖ extendido. En cambio, en múltiples ocasiones el flujo viscoso constituye un eficiente mecanismo de acomodación para el deslizamiento en fronteras de grano.

5.7 SUPERPLASTICIDAD. Por último, comentaremos brevemente acerca del fenómeno de la superplasticidad. Se entiende por superplasticidad un comportamiento mecánico de algunos materiales que se da bajo determinadas condiciones, y que consiste en que dichos materiales exhiben una gran tolerancia a la deformación plástica (i.e. una gran ductilidad), siendo capaces de deformar mucho más allá de su habitual deformación a rotura, alcanzándose deformaciones generalmente superiores al 200% e incluso al 1000% (ver figura) bajo tensiones de tracción.

En general, para alcanzar este estado superplástico deben verificarse una serie de condiciones: - La temperatura debe ser alta, por encima de 0.5 T f. - El material ha de ser un metal o cerámico policristalino. - Su tamaño de grano debe ser pequeño (≤ 5 m, pero sin llegar a ser nanométricos) y estable (los granos no deben crecer en dicho rango de temperaturas) - Debe existir en el material algún mecanismo inhibidor del fenómeno de cavitación. De este modo se consigue que el material deforme mediante un mecanismo de deslizamiento en frontera de grano (GBS) acomodado, generalmente, por difusión en frontera de grano y que dicha deformación sea muy estable, reduciéndose su sección de manera uniforme, sin que aparezcan estricciones que conducirían a su fractura. De esta forma, se prolonga el estado estacionario y se alcanzan grandes deformaciones antes de la rotura. Otra característica de los materiales superplásticos, que puede apreciarse es la figura anterior, es una fuerte dependencia de la elongación máxima con la velocidad de deformación (a mayor velocidad, menor deformación).

Aunque materiales amorfos como el vidrio o algunos polímeros pueden exhibir a altas temperaturas deformaciones plásticas enormes, no se consideran materiales superplásticos ya que su deformación sucede mediante mecanismos de flujo viscoso o Newtoniano en una estructura que se asemeja más a un líquido que a un sólido. La superplasticidad tiene importantes aplicaciones prácticas, especialmente para el conformado de piezas metálicas mediante la aplicación de herramientas o gases a presión y con la ayuda de moldes. Ejemplos de esta práctica son los conformados superplásticos de Al o Ti para aplicaciones en industria aeroespacial o automoción. Lamentablemente, en cerámicos este tipo de conformado nunca se ha conseguido llevar a buen término debido a que en estados de tensión más complejos que la tracción uniaxial la estructura sigue siendo muy frágil.