Libro diseño de aleaciones 3. Teoría general de las aleaciones. Propiedades mecánicas

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Capítulo 3. Teoría de las aleaciones. Las propiedades mecánicas

3.1. Mecanismos para endurecer las aleaciones

Cuando se dice teoría de las aleaciones y propiedades mecánicas se hace referencia, resumidamente, a las características que permiten aumentar la resistencia de éstas, o sea a los mecanismos fundamentales de endurecimiento. A ellos se hace referencia en este capítulo, que está centrado en los principales mecanismos de este tipo, los cuales son:

Endurecimiento por deformación, es decir por el tipo de estructura cristalina, las dislocaciones y las maclas
Refinamiento de grano
Solución sólida (por átomos intersticiales o substitucionales)
Partículas de segunda fase
Envejecimiento por deformación
Transformaciones de fase

3.2. Estructura cristalina

El primer factor que afecta las propiedades mecánicas es la estructura, en todos sus niveles, y empieza con el tipo de enlace que es el que caracteriza las propiedades de todo tipo. Mucho del comportamiento de metales puros y aleaciones se explica por el tipo de enlace, que, como se vio, junto con otros factores fija la estructura cristalina, la cual a su vez es fundamental en la determinación de las propiedades mecánicas, así los metales fcc tienden a tener mayores resistencias que los bcc y menores que los hcp. Este efecto es más visible en los metales y aleaciones que se transforman de una estructura a otra. La figura 3.2 muestra como varía la dureza del hierro, casi puro, al cambiar la estructura cristalina. La disminución al aumentar la temperatura se interrumpe a 910º C con la transformación α γ. A 910º C la estructura fcc es más dura que la bcc.


Figura 3.1. Dureza del hierro como función de la temperatura.1

La razón de que la estructura bcc sea más blanda se explica, al menos parcialmente, por su mayor número de sistemas de deslizamiento. Similarmente, la dureza del titanio debe esperarse que experimente una drástica caída cuando se transforma a de hcp a bcc, porque hay menos sistemas de deslizamiento en los cristales hcp que en los bcc. Este tema se trata suficientemente en los cursos introductorios de Metalurgia Física, de modo que no se repetirá acá.

3.3. Endurecimiento por deformación

La deformación introduce defectos en la estructura de los metales y aleaciones, los principales son las dislocaciones y las maclas. En general, la deformación ocurre preferencialmente por el movimiento de las dislocaciones y se sabe que la tensión necesaria para mantener la deformación (δ) a una deformación unitaria dada (ε), es decir la tensión de flujo σf, está relacionada con la densidad de dislocaciones por ecuaciones del tipo: 2, 3

σf=σ0+ kρ (3.1)

donde ρ es la densidad de dislocaciones y σ0 el esfuerzo de flujo debido a otros mecanismos de endurecimiento y k es una constante que incorpora el módulo de cizalladura el vector de Burgers.

Por consiguiente, la tensión de flujo aumenta con la densidad de las dislocaciones, es decir con la deformación, fenómeno conocido como endurecimiento por deformación o endurecimiento por trabajo en frío, y con la velocidad de aplicación de aquella, es decir, la tasa de endurecimiento por deformación. Esto significa que la tasa de endurecimiento por trabajado depende mucho de la manera como estén distribuidas las dislocaciones y de cómo interactúen unas con otras. Hay varios factores que afectan esto:
El tamaño inicial del grano, los granos finos dan tasas más elevadas de endurecimiento por trabajado.

La habilidad que tengan las dislocaciones para el deslizamiento cruzado (o de ascenso a temperaturas más elevadas) la que las capacita para evitar las interacciones entre ellas y con otros obstáculos. Por ejemplo en las estructuras austeníticas, el deslizamiento y el ascenso están inhibidos por la baja energía de falla de apilamiento de modo que se forman arreglos planares de las dislocaciones y la tasa de endurecimiento por trabajada es elevada. Con energías de falla de apilamiento más elevadas las dislocaciones pueden deslizarse cruzadamente con más facilidad y tienden a formar subgranos, los límites de los cuales están formados por enredos de dislocaciones. En esos casos la tasa de endurecimiento por deformación disminuye mucho y la tensión de flujo se relaciona con los subgranos con una ecuación tipo Hall – Petch. Por tanto los efectos de los aleantes sobre la energía de falla de apilamiento son importantes pues afectan la densidad de dislocaciones, la formación de maclas, la tasa de endurecimiento por deformación y por tanto la tensión de flujo a una deformación unitaria dada.

La interacción de las dislocaciones con otras características microestructurales como los precipitados o los átomos de soluto, que pueden anclarlas e impedir su movimiento. Esto puede contribuir grandemente al endurecimiento observado.

La temperatura de recuperación y recristalización que, si se superan durante la deformación dan como resultado la eliminación de las dislocaciones y, en el caso de la conformación en tibio a temperaturas a las cuales ocurre recuperación, se produce una subestructura poligonizada , cuya resistencia también se describe con una relación tipo Hall – Petch.

Así se entiende que el esfuerzo cizallante efectivo, τ* –el necesario para deformar el cristal– surge de la interacción entre las dislocaciones y los obstáculos de corto alcance, como otras dislocaciones aisladas. Este esfuerzo depende fuertemente de la temperatura, pues la actividad térmica es muy efectiva para el movimiento de las dislocaciones alrededor de los obstáculos.4 De otro lado, τi es el esfuerzo interno que surge de los obstáculos de largo alcance como los límites de grano, paredes de celdas, y otros arreglos complejos de las dislocaciones.5 En esas circunstancias las fluctuaciones térmicas no intervienen. Estas dos componentes de la tensión se definen como:

τ*=1V H0+kTlnlερmAbγ (3.2)

τi=αμbρ1/2 (3.3)

Donde:

V = volumen de activación
ΔH0 = entalpía de activación a τi = 0
k = constante de Boltzmann
l = longitud de la línea de dislocación activada
ε = tasa de deformación
m = densidad de dislocaciones móviles
A = área del plano de deslizamiento cubierto por las dislocaciones.
b = vectorde Burgers
γ = frecuencia de vibración de la línea de dislocaciones
α = constante
μ = módulo de cizalladura
ρ = densidad de dislocaciones

La densidad de la tensión de flujo o tensión de cedencia depende de la temperatura está determinada por τ*, mientras que el incremento en la tensión de flujo debido a la deformación, que es prácticamente independiente de la temperatura, se debe al aumento en τi cuando se incrementa ε con el aumento en la densidad de dislocaciones ρ. Es decir, como se ha repetido, el endurecimiento por deformación en los materiales convencionales se debe principalmente a la creación de defectos cristalinos, sobre todo dislocaciones, durante la deformación plástica.

Hay que anotar que, aparte de la deformación, las dislocaciones también pueden provenir de los enfriamientos o las transformaciones que ocurren a baja temperatura. También se ha demostrado que las diferencias en la expansión térmica entre los precipitados y la matriz6 o los cambios de volumen que acompañan la precipitación5 pueden generar dislocaciones localmente.

La relación más general entre la tensión y la deformación unitaria en tracción es:

σ = Kεn (3.4)

donde n es el exponente de endurecimiento por deformación, el cual se ha correlacionado con la energía de falla de apilamiento, como se muestra en la figura 3.2, para metales y aleaciones fcc.


Figura 3.2. Correlación entre el exponente de endurecimiento por deformación y la energía de falla de apilamiento (EFA). Datos para latones, plata, cobre, níquel, aluminio y aceros inoxidables.1

En general al aumentar la densidad de las dislocaciones disminuye la ductilidad y la tenacidad, si se determina con la temperatura de transición dúctil – frágil. Se ha sugerido que las dislocaciones distribuidas uniformemente son menos perjudiciales para la tenacidad que los arreglos ordenados.7 También se ha mostrado que las dislocaciones móviles perjudican menos la tenacidad que las ancladas por precipitados o atmósferas de soluto.8

Como se anotó antes (figura 3.1) la resistencia del hierro es muy sensible a la estructura y por tanto a la temperatura, y también puede anotarse que la resistencia a la cedencia de los monocristales de hierro α tanto depende mucho tanto de la temperatura como de la tasa de deformación, y una dependencia similar se ha encontrado en los policristales menos puros de hierro. La figura 3.3 muestra la tensión de flujo σT a la temperatura T, menor que aquella a temperatura ambiente (293º K) σ293 graficada contra T, donde se ve que tanto los monocristales como los policristales de hierro –con impurezas intersticiales– caen en la misma curva.

Respecto al efecto de las maclas sobre la curva tensión deformación, la investigación se ha centrado en los aceros austeníticos. En la mayoría de las aleaciones fcc la tensión de maclado decrece al aumentar la concentración de soluto. La energía de falla de apilamiento influye sobre el maclaje porque el trabajo necesario para formar una macla incluye la energía de los límites de ésta, y esa energía superficial está íntimamente relacionada con la EFA.10

Las deformaciones por deslizamiento y por maclado se pueden considerar formas competitivas en la deformación plástica de los metales. Lo cierto es que las maclas, cuando el material se deforma, reducen el tamaño de grano efectivo, se acorta la distancia de deslizamiento de las dislocaciones y se produce una especie de efecto dinámico de Hall – Petch, figura 3.4.


Figura 3.3. Dependencia de la tensión de flujo con la temperatura para hierro mono y policristalino.


Figura 3.4. El maclado produce un efecto dinámico de Hall – Petch.11

Ya se vio el efecto de la EFA, y por tanto de las maclas sobre el exponente de endurecimiento por deformación, figura 3.2, pero el aspecto más importante del maclado es su efecto sobre la tasa de endurecimiento por deformación. Esta discusión se ha centrado en las aleaciones fcc de bajas EFAs donde la ocurrencia de muchas dislocaciones disociadas tiene fuerte efecto sobre el endurecimiento por deformación y sobre la competencia entre el deslizamiento y el maclaje.

Lo que se sabe es que las maclas son las responsables de la forma de la curva tensión deformación y producen cuatro etapas en ella: la 1 es un intervalo sin maclaje, en la 2 se forman sobre un plano cristalográfico singular dentro de un grano dado, en la 3 se desarrollan maclas que se intersecan y en la 4 ocurre recuperación dinámica. Todo está afectado fuertemente por la composición y la temperatura.

A partir de estudios como los que llevaron a las conclusiones anteriores, se han propuesto las nanomaclas como mecanismo efectivos para aumentar la resistencia y la ductilidad de las aleaciones, pero, como ya se vió, aunque las maclas fortalecen mediante una acción similar a los límites de grano, dentro del grano mismo la acción de las dislocaciones produce la deformación plástica, mientras que la interacción entre las dislocaciones y los límites de macla es en este caso de una escala mucho menor y se ha estudiado con simulaciones atomísticas, que han confirmado su efecto sobre el endurecimiento y aumento de la tenacidad en los materiales nanomaclados, un campo en el que se trabaja activamente.12, 13

Lo anterior no debe confundirse con otro fenómeno conocido: que a menor sea el tamaño de grano, mayor es la tensión requerida para deformar por maclado, figura 3.5.14 Para cristales de menos de un micrómetro la tensión de flujo es constante y del orden de la resistencia teórica. Mediante TEM in situ, se ha demostrado que la deformación está gobernada por el movimiento de las dislocaciones en el caso del Ti. Comparando estos resultados con otros para metales fcc –como Ni– figura 3.5, se ve que para el maclado el efecto del tamaño es más fuerte que para la plasticidad por dislocaciones.

En resumen, en la deformación de los cristales muy pequeños las dislocaciones aumentan hasta un punto en que empiezan a aparecer maclas, para lo cual debe existir cierto tamaño crítico. En ese punto hay un salto en la curva tensión – deformación. En el caso del Ti ese tamaño crítico es de 1 μm, lo que permitiría fabricar fibras de refuerzo mucho más fácilmente que los nanoalambres de resistencia similar.15

Figura 3.5. Tensión de flujo (σ) en función del tamaño de grano (d). Para los microcristales de Ni la tensión es proporcional a d-0.64, para el Ti el efecto del maclado es más pronunciado y σ es proporcional a d-1.15

3.4. Tamaño de grano

Ya se ha mencionado que los límites de grano son obstáculos efectivos para el deslizamiento, sobre todo en las primeras etapas de la deformación y que la dependencia de la tensión de cedencia con el tamaño de grano está dada por la ecuación de Hall – Petch:
σ = σ0 + kyd-1/2 (3.5)

Esta dependencia se ha explicado en términos del apilamiento de los dislocaciones en los límites de grano y que el número de dislocaciones en esos apilamientos es proporcional al tamaño de grano d. De modo que la concentración de la tensión en el grano al otro lado del cristal aumenta el número de dislocaciones en el apilamiento y por tanto el tamaño de grano. Por tanto, como se ha dicho, para un tamaño de grano mayor se requiere una menor tensión para el deslizamiento, la figura 3.6 muestra esta relación para las aleaciones de hierro y la 3.7 para aceros a distintas temperaturas.

Figura 3.6. Relación entre la tensión de cedencia y el tamaño de grano de la ferrita.16


Figura 3.7. Relación entre la tensión de cedencia y el tamaño de grano para el acero dulce.17

La figura 3.7 muestra que el término ky es sensible a la temperatura y también depende de la composición y la deformación.

Una ecuación similar a la de Hall - Petch se puede escribir para la dependencia de la dureza:

H = H0 + kHd-1/2 (3.6)

Donde H0 y kH son contantes

En realidad la interacción de las dislocaciones con los límites de grano no es tan simple, puesto que la dislocación que llega a un límite generalmente no tiene el vector de Burgers y el plano de deslizamiento correctos para deslizarse en el grano siguiente, por esta razón comúnmente la interacción entre la dislocación y el límite es repulsiva, y aquéllas se apilan al frente del límite, figura 3.8.

Figura 3.8. Apilamiento de las dislocaciones frente a un límite de grano.

Como se puede visualizar en la figura 3.8, bajo el esfuerzo aplicado τa, una fuente de dislocaciones emite dislocaciones del mismo signo sobre el mismo plano de deslizamiento. Tales dislocaciones interactúan elásticamente y su espaciamiento de equilibrio decrece en la proximidad del límite y se puede calcular. Para un apilamiento, de longitud l, el número de dislocaciones dentro de él es: n = πlτa /Gb

El esfuerzo cizallante en la punta del apilamiento es nτa, es decir que el esfuerzo aplicado está multiplicado por el número de dislocaciones. Si se excede este valor la interacción se vuelve plástica.

Hay varios mecanismos para describir esta interacción plástica pero todos requieren que se conserve la suma de los vectores de Burgers:

bi (entrante) = bj (saliente) + bk(en el límite)

Es posible que las dislocaciones crucen el límite, que sean atrapadas por el límite, que unas sean atrapadas y otras crucen, o que sean rechazadas.

En la figura 3.9 se esquematizan algunas de las interacciones de las dislocaciones con un límite de grano.

Las dislocaciones pueden pasar directamente a través del límite de grano si los planos de deslizamiento se intersecan en una línea que esté sobre el plano del límite.

La situación que se presenta en la figura 3.9 (a) se da para las dislocaciones puras de tornillo, donde el vector de Burgers no cambia y no quedan dislocaciones residuales en el límite.

En cambio, la transmisión de las de las dislocaciones con componentes de borde requiere la creación de una dislocación residual en el límite, tal como se ve en la figura 3.9 (b) el vector de Burgers de esta dislocación residual es la diferencia entre los vectores de Burgers de las dislocaciones entrante y saliente. La dislocación residual es siempre una dislocación perfecta.

De un modo alterno, la dislocación puede ser absorbida por el límite, sin la emisión de otra en el cristal adyacente, figura 3.9 (c). En estos casos la dislocación de la red se disocia en dos dislocaciones perfectas cuyos vectores de Burgers sumados son iguales al vector de Burgers de la dislocación de la red.

La absorción repetida puede llevar una serie de dislocaciones deslizantes que se apilan frente a un obstáculo en el límite, por ejemplo un pliegue. El esfuerzo generado por este apilamiento puede llevar que las dislocaciones pasen al grano adyacente, dando la apariencia de una absorción y reemisión, figura 9.26 (d). Como las dislocaciones entrantes y las salientes tienen diferentes vectores de Burgers, en el límite debe quedar una dislocación residual.


Figura 3.9. Algunas de las interacciones entre las dislocaciones y un límite de grano. (a) Transmisión directa por deslizamiento cruzado de una dislocación de tornillo; (b) Transmisión directa de una dislocación, que crea una dislocación residual en el límite; (c) absorción de una dislocación por disociación en dislocaciones del límite de grano; (d) absorción y reemisión por apilamiento de las dislocaciones frente a un obstáculo en el límite.

En resumen, todos los mecanismos mediante los cuales las dislocaciones son emitidas a un grano adyacente, se llaman transferencia por deslizamiento; sin embargo, no hay un criterio definido para predecir el sistema de deslizamiento de las dislocaciones que se emiten.18

Para los metales de grano grueso hay efecto práctico adicional que depende de la relación entre el tamaño de grano y el tamaño de la muestra ensayada.19 En los granos de la superficie libre, la deformación está menos constreñida que los del interior. Los exteriores no requieren cinco sistemas de deslizamiento activos, de modo que exigen esfuerzos menores para deformarse y el resultado es que la resistencia total depende de la fracción volumétrica de granos superficiales:

σ = Vfσs + (1-Vf)σi (3.7)

donde σs y σi son las tensiones necesarias para deformar los granos exteriores e interiores y Vf es la fracción volumétrica de granos exteriores. Para una probeta, para ensayo de tracción, de sección circular la fracción volumétrica de granos superficiales, fs, se puede aproximar a fs (π/2)(d/D), donde D es el diámetro de la probeta y d el tamaño de grano. Esta aproximación es razonable para d < D/5.

El efecto más notable del tamaño de grano fino es que aumenta simultáneamente la resistencia y la ductilidad, así la temperatura de transición dúcil frágil se puede describir cuantitativamente con la ecuación:

βT = lnβ – lnC – lnd-1/2 (3.8)

donde β y C son constantes, T es la temperatura de transición dúctil frágil y d es el tamaño de grano. En un acero dulce la relación (3.8) se cumple muy bien, como se ve en la figura 3.10.

Figura 3.10. Efecto del tamaño de grano sobre la resistencia y temperatura de transición dúctil – frágil de un acero AISI 1010.20

Siguiendo la lógica de mejorar las propiedades de las aleaciones mediante el refinamiento de grano se ha llegado a los metales nanoestructurados, los cuales se producen por métodos en dos pasos, como la consolidación de nanopolvos o en un paso, como la deformación plástica severa. Estos materiales tienen una elevada resistencia pero baja ductilidad, aunque algunos nuevos procesos han mejorado este aspecto.21 Además es común que estos materiales tengan una muy baja tasa de endurecimiento por deformación debido a su poca capacidad para acumular dislocaciones.

Además en algunos experimentos se ha mostrado que la relación de Hall – Petch continúa siendo válida hasta tamaños de unos pocos nanómetros, mientras que otros reportan una saturación o pérdida de resistencia para granos pequeños menores de las centenas de nanómetros. Esto se ha denominado efecto inverso de Hall - Petch.

El modelo de Hall – Petch funciona mientras el tamaño de grano sea lo suficientemente grande como para contener los apilamientos de dislocaciones. Con granos muy pequeños no hay espacio para más de 1 o 2 dislocaciones, por lo que debe esperarse un límite a la relación de Hall – Petch.

Después de la deformación se encuentran densidades muy bajas de dislocaciones en los materiales nanoestructurados y la deformación se puede localizar en bandas de cizallamiento muy intensas. Así la deformación se asocia con niveles muy bajos de endurecimiento por deformación porque no se forma una subestructura intensa. Por eso se ha sugerido hay un tamaño de grano crítico dc, por debajo del cual ya no se sigue la relación de Hall – Petch.22, 23, 24

dc = Gb /{(1 – ν)HV} (3.9)

donde G es el módulo de cizalladura, b el vector de Burgres, ν la relación de Poisson y HV la dureza del material.

Esto ha llevado a la conclusión de que la relación de Hall Petch es válida unos 5 nm para el hierro, 10 para el aluminio y el cobre, 10 para el TiO2 y valores tal vez más grandes para materiales con arreglos complejos de dislocaciones.25, 26, 27

Con todas estas ideas se desarrollan aleaciones y materiales nanoestructurados cuyas propiedades se caracterizan y mejoran continuamente.28

3.5. Solución sólida

Los elementos que se disuelven en solución sólida –sea en forma substitucional intersticial– generalmente endurecen los cristales.

3.5.1. Solutos sustitucionales

Para los elementos sustitucionales en cobre, figura 3.11, la resistencia a la cedencia crece proporcionalmente con la concentración del soluto. La tasa de este aumento es proporcional al exponente 4/3 de un parámetro de desacople definido como

ε=daadc (3.10)

donde da/a es el cambio fraccional del parámetro de red a con la concentración c, expresada como una fracción atómica, figura 3.12.

Δτ/Δc = CGε4/3 (3.11)

donde G es el módulo de cizalladura y C una constante.



Figura 3.11. Efecto de la concentración del soluto sobre la cedencia de algunas aleaciones de cobre. 29


Figura 3.12. Efecto del parámetro de desacople del soluto (ε) sobre el endurecimiento del cobre.29

El efecto de los solutos sustitucionales se atribuye principalmente a su interacción con el campo de tensiones dilatacional alrededor de las dislocaciones de borde, pues tienen poca interacción con las dislocaciones de tornillo. En la figura 3.13 (a) se ve el efecto de los solutos sustitucionales en el hierro, pero a bajas temperaturas muchos solutos en hierro lo ablandan en vez de endurecerlo, figura 3.13 (b), fenómeno cuya explicación escapa al alcance de estas notas.

(b)
Figura 3.13. (a) Efecto de los solutos sobre la resistencia del hierro.30 (b) ablandamiento a bajas temperaturas por efecto de los solutos.31

En resumen, el efecto de los solutos intersticiales se superpone con el endurecimiento producido por otras fuentes como el tamaño de grano y las dispersiones.

3.5.2. Solutos intersticiales

Los solutos intersticiales producen una distorsión asimétrica de la red y tienen un efecto endurecedor mucho mayor que los sustitucionales. Esto está potenciado por la fuerte interacción entre los intersticiales y las dislocaciones, pues éstos tienden a segregarse hacia ellas. En la figura 3.14 se ve que el efecto de los solutos intersticiales en el hierro alfa (ferrita) muchas veces mayor que el de los sustitucionales. El efecto es notable en la ferrita, pero menos en la austenita, figura 3.15. Esto se debe a que en la ferrita los intersticiales se ubican en intersticio octaedral irregular, figura 3.16, lo que causa una distorsión tetragonal que tiene una poderosa interacción con el cizallamiento que es la componente dominante en el campo de deformación unitaria. Por eso es que los intersticiales son tan potentes en la ferrita. El sitio intersticial correspondiente en la austenita el tetraedro regular, y el intersticial se comporta como un sustitucional, con sólo deformaciones hidrostáticas alrededor, por ello el carbono es menos efectivo en endurecer la austenita.

Figura 3.14. Efecto de los solutos sobre la ferrita.32

Figura 3.15. Efecto de los solutos sobre la austenita.33


Figura 3.16. (a) El intersticio octaédrico en la austenita. (b) El intersticio octaédrico en la ferrita, nótese que dos ejes son mayores que el tercero (vertical). Esto lleva a una distorsión tetraédrica cuando el lugar es ocupado por el carbono.34

Los solutos intersticiales pueden interactuar con los sustitucionales, por ejemplo formando compuestos como los carburos, nitruros o carbonituros, que se precipitan; también pueden formar complejos o asociaciones de átomos sustitucionales e intersticiales sin constituir fases separadas. Tales complejos pueden aumentar la resistencia de manera marcada por distorsiones asimétricas y por interactúa poderosamente con las dislocaciones.

Finalmente, puede decirse que, en general, ambos tipos de soluto disminuyen la ductilidad, aumentan la tasa de endurecimiento por deformación y disminuyen la tenacidad.

3.6. Partículas de segunda fase

Cuando se excede la solubilidad de un metal al añadir demasiado aleante, se forma una segunda fase y se produce una aleación bifásica. El límite entre las dos fases es una superficie en la cual el ordenamiento atómico no es perfecto. La denominación general del efecto de la segunda fase es endurecimiento por dispersión. La mayoría de las dispersiones producen endurecimiento, pero pueden tener efectos adversos sobre la ductilidad y la tenacidad. Ello depende mucho de si las partículas son deformables o no cuando la aleación se deforma plásticamente. Además hay otras formas de partículas de segunda fase o agregados que pueden producir otros efectos de endurecimiento.

Hay muchas maneras de producir precipitados, como la precipitación a partir de soluciones sobresaturadas (endurecimiento por envejecimiento), el prensado y sinterización de polvo metálico mezclado con las partículas (precipitación de MgO en una aleación de palta y magnesio), precipitación de carburos, nitruros y carbonitruros por laminación controlada, etc.

3.6.1. Partículas deformables

Las partículas de segunda fase, como las zonas y los precipitados coherentes, pueden ser cortadas por las dislocaciones, figura 3.17. Este proceso, que normalmente ocurre en las aleaciones envejecibles hasta la máxima dureza, produce endurecimiento por deformación unitaria coherente y por el endurecimiento químico debido al trabajo que hace la dislocación cortando el precipitado.



Figura 3.16. Cizallamiento por dislocaciones de una partícula de Ni3Al en una aleación de níquel.35

El componente de endurecimiento por deformación coherente, para precipitados pequeño, se ha demostrado que es36:

τ=kε3/2f1/2r0b1/2 (3.12)

donde τ es la tensión cortante, ε es el desacople entre el precipitado y la matriz, f es la fracción volumétrica de precipitado, r0 el radio del precipitado, b el vector de Burgers de la dislocación y k es una constante que incluye el módulo de cizalladura. Se ha derivado una variación de esta ecuación para precipitados coherentes mayores.37

El fortalecimiento se debe al trabajo hecho cuando las dislocaciones cortan el precipitado y se crea una nueva intercara precipitado - matriz, y al reacomodo de los enlaces dentro del precipitado lo que, por supuesto, también depende del orden interno en el precipitado. Para precipitados esféricos ordenados la expresión es37:

τ= γ2b4γriπƬ1/2- f (3.13)

donde los símbolos son los mismos que en la ecuación (3.12) pero γ es la energía de la intercara producida cuando el precipitado es cortado una distancia interatómica e incluye la energía de la nueva intercara matriz – precipitado junto con la de la intercara producida dentro del precipitado; ri es el radio promedio de la intersección del precipitado por un plano de deslizamiento aleatorio Ƭ es la tensión de línea de la dislocación.

La ecuación (3.13) es para las etapas iniciales del envejecimiento (anclaje leve) y se ha simplificado para anclajes más efectivo en las últimas etapas del envejecimiento. Se ha demostrado38, 39 que teniendo en cuenta las varias contribuciones de las partículas deformables al endurecimiento, el aumento en el esfuerzo crítico resuelto de la aleación (Δτ) es:

Δτ = kδm fnr1/2 (3.14)

donde K es una constante que incorpora al módulo de cizalladura y al vector de Burgers; m y n son constantes; δ es el parámetro del desacople matriz – precipitado; f la fracción volumétrica del precipitado y r el radio promedio del precipitado esférico.

Esta relación fue revisada para acero inoxidable austenítico endurecido con precipitados coherentes γ´, y se encontró que la ecuación se ajustaba.40

La resistencia total está dada por la regla de las mezclas:

τ = τmat(1 – Vf) + τpartVf (3.15)

donde τmat y τpart son las resistencias de la matriz y las partículas, respectivamente.

Como Vf es normalmente pequeña:

τ τmat + τpartVf (3.16)

la ecuación (3.16) establece un límite superior al valor de τ en la ecuación (3.13), el menor de los dos valores es apropiado, como se ve en la figura 3.17.

Figura 3.17. Ilustración esquemática de la resistencia a la cedencia de una dispersión debe depender de la fracción volumétrica de la fase dispersada. La cedencia debe corresponder a la línea inferior.

3.6.2. Partículas no deformables

Para las aleaciones que contienen partículas no deformables, el bucle de dislocaciones entre ellas y el esfuerzo aplicado, deben ser suficientes para que esto ocurra, figura 3.18. En una dispersión aleatoria de esferas finas hay una bien definida relación entre la tensión de cedencia o tensión inicial de flujo y los parámetros de la dispersión. La más sencilla se debe a Orowan41 y relaciona la tensión de cedencia, τ0 con el espaciamiento entre las partículas d:

τ0=τs+Ƭbd/2 (3.17)

Donde τs es la tensión de cedencia de la matriz, Ƭ es la tensión de línea de una dislocación y b es el vector de Burgers. Este resultado emerge de un análisis del movimiento de las dislocaciones alrededor de las partículas esféricas, mostrando que la tensión de cedencia varía inversamente con el espaciamiento d entre las partículas.


Figura 3.18. Balance de fuerzas en una dislocación flexionada entre dos partículas.

Ashby42 hizo un análisis más preciso teniendo en cuenta el radio de las partículas:

τo= τs+ G4rφlnd-2r2b1(d-2r)/2 (3.18)

donde φ es una constante y G es el módulo de cizalladura.

Estas relaciones se pueden aplicar a dispersiones simples como las que se encuentran en muchas aleaciones. En casos particulares se han desarrollado ecuaciones, como lo hicieron Gladman et al43 incluyendo la fracción volumétrica y el tamaño de las partículas en vez del espaciamiento entre ellas, y suponiendo que el esfuerzo de tracción aplicado es el doble del esfuerzo de cizallamiento, con ello encontraron buen ajuste con el endurecimiento en aceros endurecidos con precipitados, figuras 3.19 y 3.20.

Continuando con el caso particular de los aceros –que son las principales aleaciones que se producen– se encuentra que las expresiones ya mencionadas pueden aproximarse a casos donde las dispersiones no son necesariamente esféricas. Por ejemplo, en el acero la estructura más familiar es la perlítica, que se describe como una mezcla laminar de ferrita y cementita Esta se puede considerar como una forma extrema de dispersión de una fase en otra, e indudablemente proporciona una útil contribución al fortalecimiento. El espaciamiento se puede variar sobre límites muy amplios y la resistencia es sensible a tales cambios. Cuando el espesor de la perlita se representa con una trayectoria media ininterrumpida de la ferrita libre (TMIF) en la ferrita perlítica, se ha mostrado que la tensión de flujo es proporcional a (TMIF)-1/2, es decir, una relación tipo Hall – Petch, figura 3.22.44


Figura 3.19. Endurecimiento por dispersión de un acero C – Mn envejecido. Relación modificada de Orowan-Ashby.44


Figura 3.20. Endurecimiento por dispersión de NbC y V4C3 en un acero C – Mn. Relación modificada de Orowan-Ashby.44

3.6.3. Segundas fases masivas

En la figura 3.22 se ve que a diferencia de las fases dispersas (a), a veces en las aleaciones la segunda fase está como partículas grandes, o agregados (b), ya se mencionaron ejemplos de ello: la perlita en los aceros o también la ferrita delta en los aceros inoxidables, o la fase β en los latones bifásicos. En esos casos las llamadas partículas de segunda fase participan activamente en la deformación plástica de la estructura bifásica y ambas pueden deformarse de diferentes maneras en las distintas etapas de la deformación.

Hay complicaciones en estudiar el comportamiento de estas estructuras por los efectos de dos fases policristalinas de diferente tamaño de grano y la presencia de una fase puede causar refinamiento de grano en la otra. 46

Figura 3.21. Relación entre la tensión de flujo y la trayectoria media ininterrumpida de la ferrita libre (TMIF) en un acero perlítico.45

Aunque las estructuras bifásicas no se producen por los mecanismos clásicos de endurecimiento por precipitación, pueden exhibir endurecimiento, la magnitud del cual depende de la distribución y morfología de las fases que constituyen la microestructura y la extensión en la cual cada una de ellas participa en soportar las tensiones. El endurecimiento puede ocurrir por:

Reforzamiento por fibras
Una fase que resiste la deformación y causa más deformación y endurecimiento por trabajado en la otra hasta que la fase más resistente empieza a deformarse.
La alteración de la resistencia de la matriz que se deforma por la partición de los elementos de aleación entre las dos fases.
Generación de dislocaciones alrededor de las partículas de segunda fase mediante una variedad de mecanismos.46, 47.


Figura 3.22. Tipos de estructuras bifásicas (a) estructura dispersa (b) agregados o fases masivas

El endurecimiento producido por las partículas de segunda fase generalmente es aditivo al endurecimiento por solución sólida producido en la matriz. Para las aleaciones bifásicas producidas por métodos de equilibrio, la existencia de una segunda fase asegura el máximo endurecimiento por solución por su presencia es el resultado de la sobresaturación de la fase matriz. 48

En este tipo de aleaciones cada fase contribuye con su aporte a las propiedades totales, pero en el caso de las propiedades mecánicas sensibles a la estructura las propiedades de una fase afectan a la otra. Dos hipótesis sencillas se pueden usar para calcular las propiedades a de las aleaciones bifásicas a partir de las propiedades de las fases individuales. Si se supone que la deformación en cada fase es igual, la tensión promedio en la aleación, para una deformación dada aumentará linealmente con la fracción volumétrica de la fase más fuerte:

σprom = f1σ1 + f2σ2 (3.19)

La fracción volumétrica de la fase 1 es f1 y f1 + f2 = 1. La figura 3.23a muestra el cálculo de la tensión de flujo para una aleación con una fracción volumétrica de fase de 0.5, sobre la base la hipótesis de deformaciones iguales. Una hipótesis alternativa es suponer que las dos fases están sometidas a tensiones iguales. La deformación unitaria promedio en la aleación a una tensión dada está dada por

εprom = f1ε1 + f2ε2 (3.20)

La figura 3.22b muestra la curva de flujo para una aleación con fracción de 0.5, sobre la base de la ecuación 3.19. Ambas hipótesis son simples aproximaciones, y la resistencia de la aleación que contiene dos fases dúctiles normalmente estará entre los valores predichos por los dos modelos.



Figura 3.23. Estimación de la tensión de flujo para una aleación bifásica (a) igual deformación unitaria, (b) igual tensión.49

La deformación de una aleación constituida por dos fases dúctiles depende de la fracción volumétrica de las dos fases y la deformación total. Los experimentos han mostrado que no todas las partículas de segunda fase endurecen. Para que ocurra endurecimiento debe haber un fuerte enlace entre la partícula y la matriz.49 En el caso de las aleaciones bifásicas el deslizamiento ocurre primero en la fase más débil y si hay poca fase fuerte la mayoría de la deformación ocurrirá en la más débil Para deformaciones grandes el flujo de la fase más blanda ocurrirá alrededor de las partículas más duras. Con un volumen de 30% de la fase fuerte ya la otra no es completamente continua y las dos fases tenderán a deformarse con deformaciones unitarias iguales. Con 70% de la fase más dura será esta la que controle la resistencia.

Las propiedades mecánicas de una aleación con una fase dúctil y otra dura y frágil depende de cómo esté distribuida esta última. Si está en los límites de grano como las aleaciones de cobre libre de oxígeno y bismuto o el acero hipereutectoide, la aleación es frágil. Si está como partículas discontinuas en el límite de grano, como cuando se añade oxígeno a las aleaciones cobre bismuto, o el níquel oxidado internamente, se reduce la fragilidad. La condición de resistencia y ductilidades óptimas se logra cuando la fase dura está finamente dispersa en la blanda, como en el acero templado y revenido.

Una de las primeras correlaciones entre la microestructura de aleaciones bifásicas y tensión de cedencia fue hecha por Gensamer et al.50 para agregados de cementita y ferrita en acero recocido, normalizado y esferoidizado. En estos agregados de una segunda fase gruesa y dispersa que la tensión verdadera para una deformación unitaria de 0.2 era inversamente proporcional al logaritmo de la distancia promedio entre las partículas, figura 3.24. Hecho refirmado por Takahashaki y otros investigadores, figura 3.21. Esta relación también se ha encontrado válida para partículas más finas de cementita y martensita revenida51, las partículas gruesas en aleaciones Cu – Al sobreenvejecidas52, acero esferoidizado53 y carburos Co – WC sinterizados.54

Figura 3.24. Tensión de flujo versus logaritmo de la trayectoria libre media de la ferrita en aceros con perlita y distribución esferoidal de carburos.50

El grado de endurecimiento producido por las partículas dispersas se ilustra en la figura 3.25. La curva inferior representa la solución sólida saturada de Al – Cu. La curva superior es para el endurecimiento por solución sólida con 5% de partículas finas dispersas de CuAl2 y la de la mitad es para una dispersión más gruesa con la misma fracción volumétrica.55


Figura 3.25. Variación de la tensión de flujo para una aleación Cu – Al con 5% en volumen de partículas gruesas y finas de partículas de segunda fase.48

La comprensión del comportamiento mecánico de las aleaciones bifásicas todavía está en desarrollo y se han hecho grandes avances. 56, 57, 58, 59, 60 Al respecto Sreeramamurthy y sus colegas hicieron una revisión muy completa, que se resume a continuación.61

Respecto a las propiedades elásticas como el módulo volumétrico y el módulo de cizalladura, estos siguen ecuaciones como la (3.20) cuando se supone la misma deformación en las dos fases:


K = f1K1 + f2K2 (3.21)

G = f1G1 + f2G2 (3.22)

Cuando se supone la misma tensión las ecuaciones son:

1K=1K1+1K2 (3.23.)

1G=1G1+1G2 (3.24)

Como se ya se indicó, ninguna de las dos hipótesis se aplica en la práctica y los valores están entre los dos extremos de isotensión e isodeformación.

El módulo de Young también se puede escribir como:

1E=1E1+1E2 (3.25)

El límite superior sería E = f1E1 + f2E2 para el caso especial en que la relación de Poisson sea igual en las dos fases. Basado en teoremas de energía de deformación, los límites para este caso especial fueron calculados 62, 63 como:

E1E2f1E2+f2E1 E f1E1+f2E2 (3.26)

Los mismos autores calcularon la solución para G, independientemente de los valores de la relación de Poisson

G1G2f1G2+f2G1 G f1G1+f2G2 (3.27)

Otros autores han determinado límites más exactos para los módulos volumétrico y de cizalladura que no se detallan acá.64, 65 Y desde un enfoque distinto Hill64 obtuvo relaciones similares.

Además de los modelos teóricos se han hecho intentos usando el Método del Elemento Finito para predecir las propiedades elásticas de las aleaciones bifásicas.66 - 72

Una componente esencial del comportamiento de estas aleaciones es la tensión elástica de interacción en los límites entre las fases.73 – 84 Una de las aleaciones más estudiadas es la de titanio con estructura α + β. Para mantener la continuidad de la deformación unitaria a través del límite interfasial, como se ve en la figura 3.26, para un sistema de deslizamiento paralelo en las fases α + β:

γtα= γzxα=γtβ=γzxβ (3.28)

Donde γtα y γtβ son las deformaciones cizallantes totales resueltas de α y β respectivamente. Si γzxβ>γzxα entonces β tenderá a aumentar γzxα e incrementa efectivamente la tensión cizallante en el sistema de deslizamiento de α. La interacción de la intercara se la tensión aplicada cuando la diferencia de tensiones entre las deformaciones en β y α, Δε = εβ - εα, tiene el mismo signo que la deformación aplicada y se opone cuando es de signo contrario.

Figura 3.26. Geometría de una aleación bifásica en la cual el plano de la intercara es el xz.
En el caso de las fases α y β en el sistema Ti – Mn, cuando se aplica la tensión a lo largo de un eje sobre el plano de la intercara α – β (plano xz en la figura 3.26) a una dirección a 50º de la dirección x, la tensión interacción surge como se indica. Las tensiones cortantes σα, E y σβ, E actúan sobre un sistema de deslizamiento paralelo en α y β, respectivamente. Como las constantes elásticas en alfa y beta son diferentes, también lo serán las deformaciones unitarias eα, E y eβ, E, sin embargo, para la compatibilidad, éstas deben ser iguales y alfa y beta se constriñen entre sí de modo que la deformación unitaria final en alfa efα, E es igual a la deformación unitaria final en beta efβ, E. Esto da como resultado un aumento en la tensión + Δσ para la deformación en alfa y una merma en la tensión –Δσ para la deformación en beta, como se ve en la figura 3.27.

Aunque las tensiones de interacción pueden ser una fracción de las tensiones cizallantes producidas por la tensión aplicada, tales tensiones contribuirán con la aplicada e iniciarán deslizamiento en sistemas de deslizamiento inesperados de acuerdo con el factor de Schmid. Se encontró que las máximas interacciones ocurren cuando el eje está sobre la intercara e inclinado 40º con la dirección [0001]α. La interacción genera hasta el 35% de la tensión resuelta sobre los planos basales, más que sobre los sistemas piramidales.


Figura 3.27. Determinación de la magnitud de la tensión de interacción para una dirección de tensión sobre el sistema basal de deslizamiento en α y paralelo al sistema de deslizamiento de β. La tensión específica está en la intercara α – β e inclinada 50º con el polo del plano basal.73

En estos casos debe anotarse que aunque el método del elemento finito MEF puede aplicarse en la determinación de la magnitud y distribución de las tensiones elásticas de interacción, no es lo ideal para determinar los efectos de la química de las fases, la fracción volumétrica y la morfología, incluyendo el tamaño de grano y la orientación que pueden llevar a mecanismos de deformación como el maclado y la formación de martensita inducida por la deformación. La mejora de esos modelos proporcionará una representación más precisa del comportamiento en deformación. Se entiende que si hay todas estas complicaciones en la deformación elástica, el caso plástico, por razones de espacio no se discutirá acá.

3.7. Envejecimiento por deformación unitaria

Este es un tipo de endurecimiento, normalmente asociado con el fenómeno del punto de cedencia, en el cual la resistencia de un metal se incrementa y la ductilidad disminuye al calentar a temperaturas relativamente bajas luego del trabajo en frío. Tal comportamiento se puede ilustrar considerando la figura 3.28, que describe esquemáticamente el efecto del envejecimiento por deformación en la curva de flujo de un acero de bajo carbono. En la figura .27 la región A es la curva luego de que se deformó más allá del punto de cedencia hasta una deformación mostrada por el punto X. Si se descarga y se recarga si demora ni tratamientos térmicos (región B), o ocurre fenómeno de punto de cedencia puesto que las dislocaciones han sido arrancadas de las atmósferas de átomos de carbono y nitrógeno. Si se deforma hasta el punto Y y se descarga para cargar varios después a temperatura ambiente o varias horas tras envejecer a 150º C, reaparecerá el punto de cedencia. Más aún, el punto de cedencia estará incrementado, por el envejecimiento, de Y a Z. Este es el fenómeno de endurecimiento por envejecimiento de deformación unitaria.


Figura 3.28. Curvas tensión deformación para aceros de bajo carbono, que muestran envejecimiento por deformación. Región A: material original deformado a través del punto de cedencia. Región B: vuelto a ensayar inmediatamente luego de alcanzar el punto X. Región C: reaparición y aumento del punto de cedencia luego de envejecer a 150º C.85

Este fenómeno es entonces un proceso que implica los átomos intersticiales en el hierro α y las tensiones elásticas debidas a la presencia de las dislocaciones. 86 - 89 Para un átomo situado en el centro de una dislocación de borde la energía de enlace es mayor que si está unido a un carburo o nitruro de hierro. 90, 91 Esto induce el movimiento de los átomos distribuidos inicialmente de manera aleatoria, de la red deformada a sitios particulares si se disminuye la energía elástica asociada a la tetragonalidad de la red. A cierta distancia de la dislocación la energía de enlace es pequeña y es superada por la agitación térmica de los átomos.92 Para una deformación unitaria de 0.005 el ordenamiento de los átomos, teóricamente, se dará hasta una distancia de unos 20 espaciamientos atómicos respecto a las dislocaciones.93 Después de que se completa el envejecimiento de 10 a 50 átomos se han segregado al plano atómico con la dislocación en un acero con0.01% C deformado 10%.94 A partir de medidas de fricción interna se ha estimado que en el hierro alfa de 10 a 50 átomos de carbono se segregan a cada plano atómico una vez se completa el envejecimiento ara un acero con 0.01% C deformado menos del 10%.95 Así que la segregación de cerca de 0.001% de carbono o nitrógeno es suficiente para anudar las dislocaciones en un acero deformado moderadamente.96

El nitrógeno juega un papel más importante aún que el carbono en este fenómeno en el acero porque tiene mayor solubilidad y un coeficiente de difusión más elevado y produce menos precipitación completa durante el enfriamiento lento Desde un punto de vista práctico es importante eliminar el endurecimiento producido por el envejecimiento por deformación en la embutición profunda del acero porque la reaparición del punto de cedencia puede llevar a dificultades con las marcas superficiales debido a la deformación heterogénea localizada. A veces se controla la cantidad de C y N con Al, V, Ti, Nb y B, que forman compuestos y los extraen de la red.

3.7.1. Envejecimiento dinámico por deformación unitaria

La ocurrencia del envejecimiento por deformación es un fenómeno más o menos general en los metales y aleaciones además del regreso del punto de cedencia y el aumento de la tensión de cedencia, el envejecimiento por deformación también produce una disminución en la ductilidad y un bajo valor se la sensibilidad a la tasa de deformación. El fenómeno también se asocia con la aparición de fluctuaciones en la curva tensión deformación, figura 3.29, o sea una cedencia discontinua y repetida, esto es lo que se llama envejecimiento dinámico por deformación unitaria (EDD), también conocida como efecto Portevin - LeChatelier. Esto ocurre porque los átomos de soluto se pueden difundir en la muestra a una velocidad mayor que las dislocaciones y las pueden alcanzar y anclar. Por tanto debe aumentarse la carga y cuando las dislocaciones se despegan cae la carga produciendo las discontinuidades en la curva, figura 3.29. El EDD se manifiesta con sensibilidad negativa a la tasa de deformación, lo que da como resultado el flujo inestable y saltón de la figura 3.29.


Figura 3.29. Envejecimiento dinámico por deformación unitaria en una aleación Al - Mg.97

Además las marcas superficiales conocidas como marcas de EDD, conocidas como bandas EDD son fenómenos bastante comunes. A deformaciones pequeñas, se forman bandas irregulares con forma de llama, figura 3.30. A deformaciones mayores, las bandas regulares y paralelas se forman con un ángulo característico con la dirección de la tracción, figura 3.31.

3.8. Endurecimiento por transformaciones de fase

Las transformaciones de fase producen profundas alteraciones por tanto en las propiedades y ocasionan endurecimientos y otros cambios en las propiedades mecánicas. El ejemplo clásico son las aleaciones de hierro, donde los efectos producidos por las transformaciones están muy relacionados con la temperatura a la cual ocurren. En general, mientras más baja sea, mayor es el efecto endurecedor. Esto se debe a que la temperatura de transformación afecta todos los mecanismos de endurecimiento y aumenta su intensidad:








Figura 3.30. Envejecimiento dinámico por deformación unitaria en una aleación Al – Cu, formación inicial de las bandas.98















Figura 3.31. Bandas de envejecimiento dinámico por deformación en una aleación Al – 3.5% Mg, a la izquierda las bandas iniciales, a la derecha las bandas secundarias a mayor deformación.99








A más baja sea la temperatura de transformación, más fino el tamaño de grano del producto transformado, figuras 3.32 y 3.33.
A más baja sea la temperatura de transformación, mayor es la densidad dislocaciones, figura 3.34.

Figura 3.32. Efecto de la temperatura de transformación sobre la resistencia de los aceros.100

Figura 3.33. Efecto de la temperatura de transformación sobre los mecanismos de endurecimiento en la bainita del acero de bajo carbono.102

A más baja sea la temperatura de transformación, más fina es la dispersión de cualquier fase precipitada; como lo muestra la resistencia de los aceros bainíticos y el efecto de los elementos de aleación en la disminución de la temperatura Ms, para un contenido dado de carbono, aumentando la dureza.101

A más baja sea la temperatura de transformación, mayor es la tendencia a retener soluto en la solución sobresaturada, aumentando el endurecimiento por solución, figura 3.33.

Estos efectos se producen también en diferentes sistemas de aleación, así mismo otros tipos de transformaciones generan endurecimiento y diversos cambios en las propiedades. Así, por ejemplo, el orden influye sobre la dureza y se ha encontrado que ésta varía con el tipo y fracción volumétrica de las fases ordenadas e inversamente con el tamaño de los dominios ordenados.103 - 105 Por ejemplo, en las aleaciones platino-cromo y platino- vanadio con alrededor de 11.1% atómico de soluto hay un aumento en la dureza debido a la formación de la fase ordenada Pt8X.



Figura 3.34. Efecto de la temperatura de transformación son el endurecimiento debido a la densidad de dislocaciones en las estructuras frrito-perlíticas.102

El aumento de la dureza se debe a la presencia de los dominios ordenados en la matriz desordenada, la cual es sensible al tamaño del dominio hasta 10 nm. Un mayor crecimiento significa disminución de la dureza si la fracción volumétrica ordenada es alta; pero un aumento si la fracción es baja.106

También la descomposición espinodal produce endurecimiento, debe recordarse que esta una separación espontáneas de las fases a escala nano (formación de apiñamientos de átomos) que ocurre en soluciones homogéneas sobresaturadas (líquidas o sólidas) y la cual da como resultado la formación de dos fases de diferente composición pero estructura cristalina idéntica.

Las fases espinodales se forman sin nucleación y sin necesidad de período de incubación, así la estructura espinodal es extremadamente fina y continua en todo el grano.

Varias aleaciones se pueden endurecer por este mecanismo, por ejemplo algunas de Cu – Ni - Sn (bronces espinodales) en la descomposición forman una fase rica en estaño que se distribuye homogéneamente en la matriz del cobre y la endurece.

El mecanismo de endurecimiento es diferente a otros procesos comunes de endurecimiento. En estas aleaciones la estrcutura se caracteriza por deformaciones en los límites coherentes entre las fases ricas en estaño y las ricas en cobre, que endurecen la aleación. El tratamiento es similar al de endurecimiento por precipitación.107, 108, 109 En la figura 3.35 se ve el efecto del tiempo de transformación sobre la dureza de una aleación de Cu – Ti – B.110


3.9. Efectos combinados

Los efecto combinados de varios mecanismos de endurecimiento no son aditivos en el sentido matemático de que el aumento general en la tensión de cedencia Δσ, es la suma de los aumentos individuales, Δσi, esto es σ σi. Por ejemplo, los efectos del tamaño de grano y el endurecimiento por precipitación no son aditivos. Con una dispersión fina como obstáculos para las dislocaciones el efecto adicional de los límites de grano es despreciable. Lo mismo ocurre para el endurecimiento por deformación, este mecanismo, en un material endurecido con partículas, es inicialmente muy efectivo pero rápidamente disminuye su efecto y se tiene un exponente de endurecimiento mucho menor.


a b
Figura 3.35. Endurecimiento espinodal de una aleación Cu-Ti-B. a. efecto del tiempo de tratamiento, b. Efecto de la temperatura.110

Pero, aunque no sean aditivos en el sentido matemático, los mecanismos de endurecimiento se pueden combinar para lograr mayor resistencia mecánica. Un ejemplo es la combinación del endurecimiento por deformación y por envejecimiento, por ejemplo, esta combinación da las mayores tensiones de cedencia en las aleaciones Be – Cu. Para ello el material se deforma en frío cuando está solubilizado y luego se envejece a temperaturas bajas para que no se recueza.

En los aceros la interacción de todos esos efectos lleva a resultados complejos. Aunque que todos contribuyen al endurecimiento, cada uno tiene sus efectos individuales sobre otras propiedades como la tenacidad y la ductilidad. Por tanto a veces se observa que propiedades como la tenacidad, de estructuras como la bainita, no muestran cambio progresivo sencillo al cambiar la temperatura de transformación. Finalmente, se puede decir que la temperatura de transformación de un acero durante el enfriamiento puede estar controlada por las temperaturas Ms o Bs y la composición, y porque, por ejemplo en los aceros bainíticos de bajo carbono hay una relación lineal entre la resistencia y la temperatura de transformación, la figura 3.34 no es sorprendente que la resistencia de ales aceros se pueda describir como una función lineal de la composición.


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