Este documento trata sobre ingeniería de materiales. Explica que los materiales se pueden clasificar en estructurales y funcionales. Los estructurales se eligen por sus propiedades mecánicas masivas y superficiales, mientras que los funcionales se seleccionan por propiedades eléctricas, magnéticas u otras. También describe tres tipos de ensayos comunes para medir la dureza de los materiales: ensayo Brinell, Vickers y Rockwell.

1. INGENIERÍA DE MATERIALES
1.- Clasificación de los materiales: Existen muchas formas de clasificar los
materiales. La más común los divide en metales, materiales cerámicos, polímeros y
materiales compuestos (o composites).
Otra clasificación los divide en materiales ESTRUCTURALES y en materiales
FUNCIONALES.
Un material estructural se va a elegir por sus propiedades mecánicas masivas y por sus
propiedades superficiales.
Ejemplos: Hormigón y Acero.
Propiedades mecánicas masivas: Rigidez; Elasticidad; Resistencia mecánica; Tenacidad.
Propiedades superficiales: Comportamiento frente a la fricción, desgaste, oxidación,
corrosión.
Los materiales funcionales son aquellos cuya producción ponderal es menor que la de los
estructurales y cuyo precio unitario acostumbra a ser elevado. Estos materiales se
seleccionan por sus propiedades eléctricas o electrónicas (Conductividad;
Superconductividad; Semiconductividad); magnéticas, termoiónicas, radiactivas y
biocompatibles.
PROPIEDADES MECÁNICAS: Capacidad que tienen los materiales para resistir fuerzas
o cargas. Se clasifican en dos grupos:
1. Las que tienen que ver con la resistencia miden la aptitud de los materiales para
resistir cargas estáticas o cargas aplicadas a baja velocidad. Son dureza y
resistencia.
2. Las que tienen que ver con la deformabilidad del material miden la capacidad para
resistir cargas dinámicas sin llegar a romperse ni a deformarse. Son tenacidad y
ductilidad.
ENSAYOS DE DUREZA
La dureza, desde un punto de vista físico, se puede definir como la resistencia que
oponen los cuerpos a la deformación. De esta definición general se derivan tres tipos de
medida de durezas:
1. Resistencia al rayado (Mineralogía): Clasifica a los minerales por la resistencia a
rayarse unos a otros (Escala de Mohs).
2. Existe oto concepto de dureza y es el que se refiere a la capacidad de devolución
de energía elástica que tienen los cuerpos. Es conocido que de forma relativa para
un determinado material, la capacidad de devolución de energía elástica, dEe,
está correlacionada directamente con el grado de endurecimiento, gH, es decir:
DEe=f(gH)
Existen ensayos de dureza basados en este principio (devolución de energía), que
recoge la información aportada por el ensayo de tracción, sólo en su zona elástica
(ENSAYO SHORE).
1

2. 3. La Ciencia de Materiales restringe algo más el concepto para definirlo como la
resistencia, cuantificada, que opone un cuerpo a la deformación permanente en su
superficie. La dureza de un metal se mide por su resistencia a la penetración
superficial por otro cuerpo más duro. Bajo esta definición la cuantificación de la
dureza se realiza sobre la base de la medición de los parámetros de una huella, de
tal modo que dureza, H, y dimensión de huella, h, estarán correlacionadas
inversamente; es decir:
H=f(1/h)
ENSAYO DE DUREZA BRINELL: En función de la norma, la forma de expresar la dureza
va cambiando:
X HBW d(mm)/P(kg)/t(s)
X es el valor de la dureza del material (escala Brinell)
HBW indica ensayo Brinell con identador de carburo de tungsteno.
d es el diámetro de la esfera (identador) en mm.
P es la carga aplicada en kg.
t es el tiempo de aplicación de la carga en segundos.
Ejemplo: 70 HBW 10/3000/20
Nota: Si realizamos el ensayo con la carga en Newtons, es necesario multiplicar
por una constante de conversión para tener el valor en kg/(mm2). La constante vale 0,102
(=1/9,806 Inversa de la Aceleración de la Gravedad).
La dureza no tiene dimensiones. Se utiliza como dato comparativo.
El área que genera la esfera no es un concepto que exprese perfectamente una
presión media por unidad de superficie. MEYER demostró que para tener una presión
media idéntica en dos huellas hechas por esferas de diferente tamaño debemos tener el
mismo ángulo θ en las esferas (referencia en transparencias de clase). Buscamos huellas
que sean geométricamente semejantes.
También existen condiciones imponibles a las muestras, que deben estar limpias,
libres de cualquier resto de grasa u óxido. Estamos midiendo la diagonal (diámetro) del
casquete esférico (huella), y a partir de esto calculamos el valor de la dureza. Otra de las
exigencias es el espesor mínimo de la muestra, que se debe consultar en una tabla
normalizada, que relaciona la profundidad de la huella con el diámetro de la misma y con
la carga aplicada.
CARGA DE ENSAYO: Se ha comprobado que la mayor precisión de los
resultados se obtiene cuando el ángulo de huella θ es aproximadamente igual a 136º, que
corresponde a una relación d/D=0,375. Como esto no es posible de obtener con
semejante exactitud por procedimientos convencionales, se amplió el intervalo de la
relación d/D a:
0,6>d/D>0,24
que corresponde a:
0,6*D>d>0,24*D
La distancia entre centros de huellas debe ser alta debido a la acritud o aumento
de dureza producido por la deformación en frío del material al generar las huellas.
Estos resultados de dureza son válidos hasta un valor de 650 en la Escala de
Brinell. A partir de ahí no se puede dar validez a los resultados obtenidos. Se dice que
“NO SON REPRODUCIBLES”.
2

3. Para que exista semejanza geométrica debe verificarse una relación carga-
diámetro, de la forma:
P/D2=k con k=cte.
ENSAYO DE DUREZA VICKERS: La huella que deja el identador en la muestra tiene
forma de pirámide recta, y se eligió de esta forma debido a lo siguiente:
• Se deforma poco el material.
• Se simplifican los cálculos del área de la huella.
• Da una correlación entre los valores de dureza Vickers y Brinell que son iguales
hasta 250, y casi iguales hasta 300.
El concepto de dureza en este ensayo es igual que en el ensayo Brinell (Relación
entre carga aplicada y área de la huella). Sólo necesitamos determinar la diagonal del
cuadrado (que es la superficie de la huella) para calcular el área de la huella. Para ello es
necesario conocer además que el ángulo entre caras opuestas es de 136º.
La dureza Vickers viene dada por la expresión:
HV=P/A
NORMATIVA: Expresión de la dureza Vickers.
X HV P(kg)/t(s)
X es el valor de la dureza en el ensayo Vickers.
HV indica el tipo de ensayo (ensayo de dureza Vickers)
P es la carga aplicada en kg.
t es el tiempo de aplicación de la carga en segundos.
Ejemplo: 100 HV 50/25
El factor de conversión para obtener las unidades deseadas si el ensayo se realiza
en Newtons es C=0,1891.
La superficie debe estar limpia (al igual que en el ensayo Brinell) y además el
acabado superficial debe ser mayor (PULIDO) debido a que la huella producida por el
identador es muy pequeña. También es necesario un espesor mínimo de la muestra y una
cierta distancia entre los centros de las huellas, que será mayor cuanto más blandos sean
los materiales.
Si aplicamos el método a una superficie curva, para determinar el valor de la
dureza hay que aplicar una serie de factores de corrección.
Debido a la geometría del identador en el ensayo Vickers, las huellas son siempre
geométricamente semejantes, por lo que el valor de la dureza es independiente de la
fuerza aplicada. Esto se verifica para valores altos de la carga (hasta 5kg). Por debajo de
este valor las huellas ya no son geométricamente semejantes.
Entre 5kg y 200g.
Entre 200g y 10g (Ensayos de Microdureza).
NORMAS:
UNE-> Unión de Normas Españolas.
EN-> Traducción de la Norma Europea.
ISO-> Norma Internacional.
ENSAYO DE DUREZA ROCKWELL: La dureza viene expresada en función de la
profundidad remanente de la huella. El valor de la dureza está relacionado con este
parámetro.
3

4. La huella la vamos a generar aplicando dos cargas consecutivas. La profundidad
remanente la vamos a medir en condiciones en las que la primera carga todavía sigue
actuando.
Hay dos tipos de identador (cono de diamante y esfera de carburo de tungsteno), y
también hay varios tipos de escala (véanse fotocopias de transparencias).
Ensayos derivados: Existen dos tipos de ensayo (NORMAL y SUPERFICIAL).
La razón de aplicar dos cargas es la siguiente:
La primera carga es pequeña y tiene carácter preliminar. Sirve para determinar el
fondo o inicio de escala (carga F0), y genera una huella con una profundidad h0. Ahora
aplicamos una nueva carga F1 de forma sucesiva, manteniendo siempre aplicada la carga
F0. Después se retira la carga F1 y se produce una cierta recuperación elástica, quedando
una profundidad de huella que llamamos h.
Denominamos como valor de la dureza a la diferencia entre la profundidad total de
la escala y el valor de la profundidad remanente h.
Este ensayo nos proporciona una elevada precisión. Además, no todas las escalas
tienen la misma separación.
N-> Valor de toda la escala.
Dureza Rockwell=N-h/S
La lectura que proporciona el durómetro nos da directamente el valor de la dureza.
Dicho valor hay que leerlo a partir de la primera carga aplicada.
S=0,002 a 0,001 dependiendo de la escala.
Las escalas A, C y D tienen como identador el cono de diamante. Se elige la
escala en función del material a analizar y de las cargas a aplicar. La primera carga
preliminar es idéntica para todas las escalas (fondo de escala igual para todas). Varía por
tanto la carga F1, que es la segunda carga aplicada.
Las escalas están correlacionadas. Se han hecho varias escalas para poder
“barrer todo el espectro de materiales existentes”, es decir, para poder estudiar la dureza
de todos los tipos de material existentes.
Para este método la rugosidad superficial no tiene tanta importancia como para
otros ensayos, debido a que la primera carga se aplica para evitar los problemas
derivados de la rugosidad superficial. Por lo tanto sólo afecta la suciedad o impurezas de
la superficie.
Ventajas: (Transparencia 7c)
• No-necesidad de medir diámetros.
• Mayor precisión en la medida que en el resto de ensayos.
• Etc.
-MICRODUREZA-
Este ensayo consiste en generar una huella muy pequeña para medir la dureza de
zonas de pequeño tamaño. Esto se hace aplicando cargas muy pequeñas. Son ensayos
de precisión. Se utilizan por ejemplo en metalurgia para evaluar la dureza entre fases
diferentes o para analizar la dureza de un recubrimiento (como son los galvanizados).
También se utiliza para testear materiales cerámicos, que son muy frágiles.
El principal inconveniente es que necesitan una gran preparación superficial,
llegando al PULIDO metalográfico, también denominado “acabado especular”.
Tenemos dos clases de ensayos de microdureza. El Vickers utiliza un identador
piramidal de base cuadrada. Las últimas normas limitan el campo de aplicación a cargas
de un valor situado entre 10 y 200 gramos.
ASTM-> Norma americana (entre 1 y 1000 gramos)
4

5. El otro ensayo es el ensayo knoop. Utiliza como identador una pirámide de
diamante con ángulos entre aristas de 172º30’ y 130º (véanse transparencias de clase).
En este ensayo se calcula la superficie a partir de la diagonal principal.
Nota: La dureza no tiene unidades, aunque el valor corresponde a dividir kg por
mm2. [ver transparencia 13]
En ninguno de estos ensayos son comparables los valores a no ser que se haya
realizado con la misma carga, es decir; las huellas no son geométricamente semejantes.
PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS MATERIALES
ENSAYO DE TRACCIÓN
El ensayo de tracción consiste en someter a una probeta metálica de geometría
definida a un esfuerzo suficiente para llevar a la probeta a “rotura”. Dicho esfuerzo es un
esfuerzo axial de tracción.
Para ello necesitamos una máquina (prensa hidráulica) que pueda provocar la
fractura en la probeta y permita controlar la velocidad de deformación, y también registrar
las fuerzas aplicadas (F) y los alargamientos (ΔL) de la probeta. Las probetas están
normalizadas. Existe una relación entre la sección de la probeta y una serie de puntos que
se van midiendo a lo largo del ensayo.
(Véase la figura 1 en los anexos)
El ángulo producido al estirarse la probeta debe ser suave y agudo para que no
actúe como concentrador de cargas.
L0-> Distancia inicial entre los dos puntos de la probeta elegidos para medir.
(Véase figura 1)
La figura 1 es similar a la que aparece en la parte inferior de la página 115 del libro
de Callister.
Curvas: F(kN)-ΔL(mm)
σ(MPa)-ε [Tensión-Deformación]
A partir de la curva F-ΔL se dibuja la otra curva (Tensión-Deformación) que
representa la carga instantánea dividida por la sección inicial de la probeta, y la
deformación es el alargamiento dividido entre la longitud inicial de la probeta (magnitud
ADIMENSIONAL).
Esta curva (σ-ε) se denomina “curva convencional”. En ella se aprecian dos zonas
claramente diferenciadas:
En el primer tramo existe una correlación lineal o cuasi-lineal entre la tensión y la
deformación (zona elástica). La deformación producida no es permanente, ya que una vez
cesada la carga el material recupera la forma inicial.
La constante que correlaciona estas dos variables (σ-ε) a lo largo de la zona
elástica se denomina módulo de Young (Ε) y es la tgα (α es el ángulo entre la curva y el
eje de abcisas). El módulo de Young es un indicador de la rigidez del material (si
aumentamos Ε aumentaremos también la rigidez). Mide la resistencia de los enlaces
interatómicos del material.
Ε se mantiene ± constante cuando el material se encuentra aleado, ya que el valor
del módulo de Young no depende de la fase, de si el material está aleado, recocido, etc.
Lo que realmente afecta al módulo de Young es la temperatura (Véanse fotocopias).
El módulo de Young vale igual para cálculos de resistencia a compresión como a
tracción. Por convenio, en el ensayo de compresión se tomarán como negativos los
valores de las fuerzas y deformaciones.
5

6. Hay materiales en los que la curva no es lineal en su zona elástica (hoja 6
fotocopias de clase).
Ejemplo: Hormigón.
Hay que determinar el módulo secante y el módulo tangente.
Módulo secante: Pendiente de la recta secante entre dos puntos de la curva.
Módulo tangente: Pendiente de la recta tangente a la curva en un punto determinado.
PROPIEDADES ELÁSTICAS: El coeficiente de Poisson relaciona la contracción relativa
de una sección transversal y el alargamiento relativo de la sección longitudinal.
(Véase figura 2)
Esta figura es la misma que aparece en la página 123 del libro de Callister ó en la
parte inferior de la página 9 de los apuntes de esta asignatura que se encuentran en la
dirección:
http://pagina.de/minasvigo
Material isótropo: Es aquél en el cual las propiedades mecánicas son las mismas
en todas las direcciones.
Deformación de cizalla: γ=a/h=tgθ
Tensión de cizalla: τ=G*γ
(Véase la figura 3)
Esta figura es un diagrama de cómo la deformación producida por una tensión de
cizalla afecta al material, desplazando una partícula situada a una altura h a una distancia
a de su posición inicial.
Nota: En la mayoría de los materiales G≈0,4*Ε (G es el módulo de cizalla). Esto
nos permite obtener una constante a partir de la otra.
Anelasticidad: La deformación elástica depende del tiempo. Aparece en
determinados materiales (obsérvese el caso de los polímeros). Al dejar de aplicar una
carga, el material sigue deformándose durante un periodo de tiempo. Lo mismo ocurre al
eliminar la carga, ya que tarda un tiempo en recuperar su forma inicial.
El ensayo de tracción fue diseñado para conseguir que la velocidad de
deformación sea constante, ya que es este parámetro el que realmente controlamos en el
ensayo.
Superada la zona elástica se producen una serie de deformaciones que
permanecen una vez retirada la carga (zona plástica). El límite que separa estas zonas no
está definido claramente. En la zona plástica hay rotura de enlaces y formación de otros
nuevos. Nos interesa que la mayor parte de las estructuras no pasen de la zona elástica,
luego es muy importante definir los límites entre zonas.
Límite elástico convencional: Es la carga unitaria definida para la cual se produce
una deformación plástica (expresada en %) prefijada. Es una medida de la resistencia a la
deformación plástica. Es común el límite del 0,2%.
En algunos materiales la variación de zonas es muy abrupta (zona de cedencia).
Se definen dos límites: el límite superior de cedencia y el límite inferior de cedencia.
Norma aplicada: EN 10002-1 (1990)
La zona de cedencia aparece en los aceros al carbón endurecidos por nitrógeno.
Se producen unas rayas características en la probeta, con un ángulo de 45º con respecto
al eje de tracción.
• El límite elástico convencional se calcula trazando una línea inclinada paralela a la
zona elástica desde el alargamiento en % que queremos calcular.
Resistencia a la tracción: Es la carga nominal o unitaria máxima que soporta la
probeta. Es un parámetro de diseño. Estos valores varían mucho según el tipo de material
(ver tablas en fotocopias de clase), si están aleados, si han sido tratados térmicamente,
etc.
6

7. DUCTILIDAD: Medida del grado en que un material es capaz de deformarse
plásticamente. Esta propiedad se evalúa por medio del ensayo de tracción mediante dos
parámetros, que son el alargamiento porcentual de rotura (A) y el coeficiente de estricción
(z). [Ver las fotocopias]
Nota: El alargamiento depende tanto de L0 como de S0.,
-LEY DE BARBA-
a,c: Parámetros que dependen del material (son constantes)
S0,L0: Variables (Consultar anexo; ejercicios)
Para que dos probetas de distintas dimensiones den lugar a un alargamiento
semejante debe verificarse la ley de semejanza geométrica, esto es:
S0/( L0)2=S1/(L1)2=k en general k=5,65
Entonces se podrán comparar los alargamientos.
Estricción: Variación de la sección de la probeta por unidades de sección inicial
(en %). No depende de S0 ni de L0.
El opuesto a un material dúctil es un material frágil. Su deformación a la fractura es
inferior a un 5%.
EFECTO DE RESILIENCIA: Es la capacidad que tiene un material para absorber
energía elástica cuando es deformado y de ceder esta energía cuando dejamos de aplicar
la carga. La propiedad asociada a este efecto es el módulo de resiliencia, que lo definimos
como energía de deformación por unidad de volumen que se requiere para deformar el
material hasta su límite elástico.
Matemáticamente este módulo UR se expresa como la integral entre 0 y σY del
producto σ*dε y las unidades se expresan en Pascales.
(Ver figura 4 y desarrollo de la expresión)
Un material de alta resiliencia necesita un módulo de Young bajo y un límite
elástico elevado.
Tenacidad: Se puede definir como la resistencia del material a agrietarse
rápidamente, o también como la capacidad de absorber energía plástica antes de
fracturarse.
En el ensayo de tracción (ensayo realizado a baja velocidad de deformación) se
puede evaluar la tenacidad como el área que hay debajo de la curva σ-ε. Se trata de una
energía por unidad de volumen.
La tenacidad es mayor cuando se alcanza un compromiso entre una buena
resistencia y una buena ductilidad. Un material puede ser dúctil pero no tenaz, o puede
ser resistente pero no ser tenaz.
(Ver figura 5)
Explicación de esta figura
La figura 5 muestra un diagrama σ-ε en el que aparecen tres tipos de materiales.
El primero posee una elevada resistencia a la tracción (RT ordenada máxima) pero baja
deformación; es muy resistente pero poco tenaz. El segundo posee buenas cualidades de
resistencia a la tracción y de deformabilidad, luego es muy tenaz. El tercero es altamente
deformable pero posee muy poca resistencia; es por tanto muy dúctil, pero poco tenaz.
En condiciones de aplicación de cargas a velocidades altas hay que recurrir a
otros ensayos: Ensayos de flexión por choque con entalla.
Existen estados más complejos de tensiones.
(Curva convencional y curva real en un material metálico. Véase la figura 6)
La curva convencional no nos proporciona información acerca de cómo son las tensiones
y deformaciones reales (σR=F/SI; εR).
7

8. Enmascaración: El no utilizar una tensión real enmascara que el aumento de
acritud es continuo en todo el ensayo, y nos oculta también que para seguir deformando
el material es necesario aplicar una carga mayor.
Deformación plástica-> Deslizamiento de las dislocaciones. Las dislocaciones se
deslizan por planos de deslizamiento. Los sistemas de deslizamiento vienen dados por un
plano de deslizamiento (compacto) y por una dirección de deslizamiento (compacta).
SISTEMAS DE DESLIZAMIENTO
FCC-----12
BCC-----12 ó 24 según el metal
HC-----3 ó 6 según el metal
(Fuente: Callister página 163)
Acritud: Favorece la inmovilidad de las dislocaciones, lo que implica el
impedimento de la deformación plástica. El esfuerzo real es siempre creciente.
A partir del punto de carga nominal máxima se produce la estricción, que es un
estrechamiento en la parte central de la probeta.
(Ver la figura 7)
En la curva Fuerza-Alargamiento, la fuerza disminuye después de aplicar la carga
máxima (a partir del punto de estricción). Lo que ocurre es que el área instantánea SI
también disminuye, y en mayor medida; por eso:
(F↓/ SI↓↓)=σR↑
Alargamiento remanente: Es hablar de la deformación convencional multiplicada
por cien (en porcentaje).
A=[(LU-L0)/L0]*100
Siendo:
• LU la longitud final entre marcas.
• L0 la longitud inicial entre marcas.
• (LU-L0)/L0=ΔL/L0=ε (deformación convencional)
Además, el alargamiento remanente no es aditivo, esto es que si para un tiempo t1
el alargamiento es:
A1=[(L1-L0)/L0]*100=20%
Y para un tiempo t1 tenemos:
A2=[(L2-L0)/L0]*100=30%
Si realizamos la diferencia A2-A1=10%, que sin embargo no es el alargamiento
remanente entre t1 y t2. Lo que tenemos es:
A2-A1=[(L2-L1)/L0]*100
Este resultado es un incremento porcentual de longitud referido a la longitud inicial,
que nos proporciona una información errónea.
Lo que haremos será definir un alargamiento real, que nos permita conocer cual
es el incremento de longitud proporcional a un incremento infinitesimal de la tensión para
cada longitud instantánea LI.
εR=[(L1-L0)/L0]+[(L2-L1)/L1]+[(L3-L2)/L2]+...
Este alargamiento εR es igual a la integral definida entre L0 y L de dL/L, obteniendo
que:
εR=Ln(L/L0)
La ventaja es que si realizamos la deformación a tracción y a compresión
obtenemos valores idénticos, pero de distinto signo:
8

9. Ejemplo: Para un material cualquiera obtenemos 0,69 a tracción y -0,69 a
compresión; en caso de no utilizar deformación real obtendríamos 1 y –0,5 como
resultados.
Para deformaciones inferiores al 10%, los valores del alargamiento y deformación
real son muy parecidos.
Desde el momento en que comienza la deformación plástica hasta el inicio de la
estricción en la probeta, el alargamiento es homogéneo, y el volumen de la zona que
estamos ensayando se conserva.
S1*L1=S0*L0
A partir de la curva F-ΔL se determina la curva convencional σ-ε. Veamos la
relación que tiene esta curva con los valores reales (σR-εR):
σR=F/SI=(F*LI)/(S0*L0)=(F/S0)*(L0/L0+ΔL/L0)=σ*(1+ε)
LI=L0+ΔL
εR=Ln(L/L0)=Ln[(L0+ΔL)/L0]=Ln(L0/L0+ΔL/L0)=Ln(1+ε)
Desde que comienza la estricción hasta que se produce la rotura habrá que medir
la carga aplicada y la sección y longitud instantáneas.
Esta correlación anterior era teniendo en cuenta que el volumen era conservativo,
lo que nos permite definir la siguiente correlación que sólo se cumple cuando el material
es poco sensible a la velocidad de deformación.
Ecuación de Ludwik
(En la zona de alargamiento homogéneo)
σR=K*(εR)N
K=Coeficiente de resistencia.
n=Índice de endurecimiento por deformación ó índice de acritud.
N y K son constantes características que dependen del material y de las condiciones del
ensayo (Tª, tamaño de grano del material, etc.).
CORRECCIONES POR EL CUELLO
En la estricción tenemos una distribución triaxial (mayor grado de complejidad) de
tensiones. La tensión axial en el cuello es ligeramente menor que la que estamos
considerando, por lo que hay que hacer una corrección a la curva (Véase fotocopia 11b).
Log(σR)=Log(K)+n*Log(εR)
A mayor valor de n indica un mayor endurecimiento por deformación (acritud) del
material. Esto implica que la tensión necesaria para deformar el material aumenta
también.
(Véase figura 8)
Aunque la acritud es siempre creciente con la deformación, el ritmo de acritud no
lo es, ya que inicialmente es más rápido que al final.
A efectos prácticos, para controlar el valor de n en el ensayo controlamos el
tamaño de grano, pero hay otros factores que influyen en n (material con fases dispersas,
endurecimiento por precipitación,...). N disminuye cuanto más resistente sea el material al
desplazamiento de las dislocaciones.
FACTORES
Tipo de soluto sustitucional: En general los solutos sustitucionales disminuyen el
valor de n (son aleaciones).
9

10. Presencia de fases dispersas: Mayoritariamente es una estructura cristalina con
micro ó nanoestructuras de otra fase. Disminuyen el valor de n.
En general, cualquier elemento que aumente la resistencia del material, haciendo
más difícil el movimiento de las dislocaciones, hace que n disminuya.
Materiales recocidos: n↑↑
M. trabajados en frío: n↓↓
Para conformar los materiales en frío es importante que n sea elevado.
A partir de la curva real, n es igual al valor de la deformación real en el punto de
inicio de la estricción. Es una buena aproximación tomar el valor de n como el valor de la
deformación en el punto de inicio de la estricción en la curva convencional.
Una información similar a la que proporciona n se obtiene mediante la ecuación:
n≈RC/RM
Si este cociente es próximo a la unidad, esto quiere decir que el material adquiere
muy poca acritud con la deformación, ó que rompe al pasar de la zona elástica.
Si el cociente es menor que la unidad, significa que el material adquirirá mucha
acritud al deformarse.
Estricción: Es el cuello que se forma en el centro de la probeta a partir del punto
de carga máxima. Si el material es muy dúctil, la estricción es casi un punto. Cuanto más
dúctil sea el material menor va a ser la sección final cuando rompa la probeta.
ÍNDICE DE ESTRICCIÓN
Z=[(S0-SU)/S0]*100
Si tuviésemos en cuenta la carga axial que actúa en la zona de estricción,
tendríamos una curva por debajo de la curva real.
EFECTO DE LA Tª EN LA CURVA DE TRACCIÓN
Interesa por que la curva de tracción se utiliza para el diseño de una pieza de ese
material, mediante el cálculo de determinadas propiedades mecánicas. Por eso es
interesante saber el comportamiento del material a diferentes temperaturas.
Se pueden realizar ensayos de tracción a altas temperaturas, mediante una
probeta envuelta en un horno (resistencia, etc.). La temperatura afecta al material
disminuyendo su resistencia y aumentando su ductilidad, mediante la disminución ó
aumento de las propiedades mecánicas relacionadas con éstas.
Si la temperatura aumenta, podemos decir que:
• Disminuye el límite elástico.
• Disminuye la resistencia.
• Disminuye n.
• Aumenta la ductilidad.
Para hacer una buena comparativa de materiales hay que realizarla a una
temperatura homóloga, que es igual a la temperatura de ensayo dividida por la
temperatura de fusión del material.
Para comparar límites elásticos en materiales sometidos a altas temperaturas hay
que utilizar un factor homologado, que sería el límite elástico dividido por el módulo de
Young.
Si tratamos de ver la influencia de la estructura cristalina, podemos diferenciar el
siguiente comportamiento general (con excepciones):
FCC: El límite elástico varía poco y sin embargo el índice de acritud varía
considerablemente.
BCC: Para estos materiales el límite elástico varía de forma significativa, mientras
que el índice de acritud apenas varía.
10

11. HC (ó HCP): Comportamiento similar al de materiales de estructura FCC,
existiendo sin embargo una gran influencia de las impurezas en el comportamiento.
Lógicamente, el conformado de materiales en caliente resulta mucho más fácil
debido al aumento de la ductilidad.
Resistencia a la tracción y dureza
Es una correlación aproximada (ver fotocopia 19). Nos sirve para extrapolar
valores del ensayo de tracción a partir del ensayo de dureza (más rápido, sencillo y
barato).
Para los aceros se da la siguiente correlación numérica (Callister):
RM(MPa)=3,45*HB
Al hacer un ensayo varias veces nunca obtendremos los mismos resultados; hay
que dar un valor promedio con su desviación típica. En la tensión de trabajo hay que
utilizar un factor de seguridad, para sobredimensionar el resultado obtenido.
σW=σY/n
Siendo n≈2
Ejemplo de curva de tracción (Véase anexo).
Referencia: Anexo (Ejercicios)
FRACTURA
Por fractura se entiende la separación o fragmentación de un cuerpo sólido en dos
o más partes bajo la acción de una tensión a temperaturas que están muy alejadas de la
temperatura de fusión del material. Los materiales metálicos sufren sobre todo fractura
por fatiga.
Etapas a tener en cuenta: (son 2)
• Iniciación de una grieta o fisura.
• Propagación de dicha grieta o fisura (es la etapa que determina el modo de fallo).
Clasificación: Fractura dúctil y fractura frágil.
La ductilidad depende tanto de factores internos como de factores externos. De
aquí que la clasificación de fractura atendiendo a la ductilidad del material depende en
gran medida de las condiciones de ensayo.
Al hablar del tipo de material, los factores que condicionan su ductilidad son:
Estructura cristalina: (FCC, BCC, HC). Cada estructura cristalina tiene unos sistemas de
deslizamiento distintos (Véase hoja correspondiente). Cuantos más sistemas de
deslizamiento haya, más fácil será de deformar plásticamente dicho material.
• FCC: Au, Al, Ag, Ni, Cu, Bronces y aceros inoxidables austeníticos.
• BCC: Fe (puro), aceros dulces, Mo, W.
• HC: Ti, Mg, Zn, Co, Be, Zr.
Microestructura: Factor importante es el tamaño de grano, ya que existe una correlación
inversa entre ductilidad y tamaño de grano; es decir, a menor tamaño de grano mayor
será la ductilidad (y también la tenacidad) para un determinado material. El tamaño de
grano es el único mecanismo que hace aumentar a la vez la ductilidad y la tenacidad de
los materiales.
Características generales
Fractura dúctil: Tiene asociada una gran deformación plástica en el entorno de la
grieta (o zona fracturada). Se trata de una grieta estable, ya que para seguir creciendo
necesita que el esfuerzo (externo) sea cada vez mayor. Además, el avance de la grieta es
lento y existe una deformación plástica apreciable en las superficies de fractura.
11

12. Fractura frágil: Una vez iniciada, la grieta se propaga rápidamente sin necesidad
de aumentar el esfuerzo (grieta inestable), y además no existe deformación plástica en el
entorno de la grieta.
La mayor parte de los materiales metálicos son muy dúctiles y tenaces. Los
materiales cerámicos van a ser frágiles, y en cuanto a los polímeros tendremos los dos
tipos de comportamiento. Esto es válido para cualquier tipo de ensayo (tracción y
compresión).
FRACTURA EN EL ENSAYO DE TRACCIÓN
Podemos tener los dos tipos de fractura. Dentro de la fractura dúctil podemos tener
una fractura muy dúctil (como la del Au por ejemplo). En este tipo de fractura, la tensión
cortante máxima se obtiene cuando los ángulos α y β son iguales y con un valor de 45º. A
esta tensión se la denomina tensión de cizalladura resuelta crítica. (Véase fotocopia FR4
y figura 9).
En otros materiales se da la fractura de copa-cono. El mecanismo por el que se
llega a este tipo de fractura incluye otros efectos. Existen unas marcas superficiales
características. Este tipo de fractura es característica de la mayoría de los metales.
La rotura de materiales es un hecho no deseado porque puede producir posibles
pérdidas de vidas humanas e importantes pérdidas económicas. Su prevención es muy
difícil de garantizar.
CAUSAS
Puede deberse a una mala utilización en servicio; en muchos casos es una
selección inadecuada para una determinada actividad o se debe a un mal diseño.
Es responsabilidad del ingeniero evitar esto.
El estudio de las causas de rotura es uno de los problemas principales que tratan
hoy en día los ingenieros especializados en metalurgia.
Mecanismo de la fractura de copa-cono: (Véase fotocopia FR5)
La primera etapa es que una vez iniciada la estricción se forman una serie de
microcavidades en el interior de la sección de la probeta en esa zona de estricción. Estas
microcavidades se deben a la descohesión a lo largo de la intercara entre partículas de 2ª
fase y la matriz (Ver la figura 10). En muchos casos las partículas de 2ª fase forman parte
del material o son impurezas. Si el precipitado que se forma es muy grande puede
romper, produciendo las fisuras. A medida que continua la deformación, las
microcavidades crecen, y va a llegar un momento en el que se produce una coalescencia
de microcavidades, por rotura de los tabiques de separación de esas microcavidades. Se
forma entonces una grieta elíptica, cuyo eje mayor es perpendicular al esfuerzo (de
tracción, en este caso), que va a seguir creciendo (por coalescencia de microcavidades).
Pero la rotura final se va a producir cuando, en un momento dado, la sección del material
no aguante la carga (ya que está aplicada sobre los extremos), y rompe de manera rápida
por propagación de la grieta alrededor del perímetro exterior de la estricción por tensión
de cizalladura, formando un ángulo de 45º con el eje de aplicación de la carga. Este
ángulo es de 45º porque ahí es donde están situados los planos más activos; los que
deslizan antes.
En este caso tenemos la fractura de copa-cono, en la que una de las superficies
de fractura tiene forma de copa y la otra de cono.
Si nos fijamos en la parte central observamos que ésta tiene un aspecto fibroso
muy característico que identifica claramente el modo de fallo. Existe una comprobación de
este fenómeno por medio de la fractografía, que es la ciencia que se dedica al estudio de
las superficies de fractura para, por medio de una serie de análisis, poder determinar el
tipo de fallo.
12

13. Esta ciencia se apoya en el microscopio electrónico de vacío, que por medio de un
bombardeo con haces de electrones provocan una reemisión de electrones secundarios
por parte del material, obteniendo una información en forma de “imagen topográfica”.
(2ª imagen de la fotocopia FR6) Cada hueco se denomina cúpula y corresponde a
la mitad de un microvacío. A efectos macroscópicos, la superficie es muy fibrosa y hay
una gran deformación plástica en el entorno.
En materiales frágiles, tenemos a nivel macroscópico una fractura que se propaga
a través de una superficie prácticamente plana, perpendicular a la dirección del esfuerzo
(fotocopia FR4 c). Microscópicamente (fotocopia FR7), se observa una pequeña
deformación plástica.
(Fotocopia FR8) Micrografía de la sección de un acero (con aspecto todavía
macroscópico). Hay unas marcas radiales que nacen del centro de la superficie de
fractura y que son típicos de la fractura frágil de los aceros, y que apuntan hacia el inicio
de la grieta.
Volviendo a la fotocopia FR7 podemos ver una zona como granular. El mecanismo
de fallo es el siguiente:
En la mayoría de los materiales frágiles la propagación de la grieta corresponde a
una sucesiva rotura de enlaces atómicos a lo largo de planos cristalográficos (lo que se
denomina como descohesión o clivaje), observándose unos huecos alargados que
indican los planos de fractura.
Este tipo de fractura (por clivaje) es transgranular, porque las microgrietas van
atravesando los granos del material. En este tipo de fallo, los planos de descohesión
cambian de un grano a otro (por cómo están distribuidos los planos mejor orientados).
Esto proporciona un aspecto facetado a la superficie de fractura.
Rotura intergranular en materiales frágiles: (FR9).
La grieta progresa por los límites de grano. Este tipo de fallo está asociado a la
presencia de impurezas en el límite de grano, que debilitan el material. Como ejemplo
tenemos la rotura que se da en los aceros inoxidables austeníticos sometidos a una carga
de tracción en un ambiente corrosivo. También son importantes en las fracturas los
factores externos además de las cargas, como se puede apreciar en el ejemplo.
ENSAYOS DE IMPACTO
El modo de fallo en el ensayo de tracción no nos permite extrapolar los resultados
a otras situaciones diferentes. El tipo de fallo está condicionado por las condiciones de
contorno del material.
Para ensayar los materiales en las peores condiciones posibles se crearon los
ensayos de impacto, para poder saber en qué condiciones el material presenta fractura
frágil. Estas condiciones son:
1. Temperaturas bajas.
2. Velocidad de deformación elevada.
3. Estado triaxial de tensiones (mediante entalla mecánica).
Tipos: Ensayo Charpy y ensayo Izod.
Estos dos ensayos han sido normalizados y diseñados para determinar la energía
de impacto o tenacidad a la entalla, que se define como la energía absorbida por la
superficie entallada cuando rompe. En ambos casos se romperá una superficie entallada
de un golpe dado con una masa-péndulo. Se medirá la energía absorbida por ese golpe.
La velocidad que adquiere la masa al golpear la probeta queda determinada por la altura
del péndulo. Tras la rotura, la masa continua su camino hasta llegar a una cierta altura, a
partir de la cual se determina la energía absorbida (FR10).
Energía absorbida
Eabs=(m*g*h)-(m*g*h’)=m*g*(h-h’)
13

14. La diferencia entre alturas se correlaciona muy bien con el ángulo que forman el
brazo con la vertical en las posiciones inicial (α) y final (β) y con la longitud del brazo (I).
Eabs=m*g*I*(cosβ-cosα)
Última norma aplicada: EN 10045-1
Esta norma define una probeta de 55 mm de longitud total y de base cuadrada de
10 mm de lado. A la mitad de la longitud hay una entalla, que puede tener forma de U o
de V.
U: se define una profundidad de 2 mm y rc=0,25 mm.
V: profundidad=5 mm y rc=1 mm.
En el ensayo viene también normalizada la velocidad de choque Vc, que varía
entre 5 y 5,5 m/s.
En el ensayo Izod la probeta está en posición vertical y la carga golpea
perpendicularmente a la probeta por el lado de la entalla.
Inicialmente en España a estos ensayos se les denominó “Ensayos de
Resiliencia”.
EXPRESIÓN DE LOS RESULTADOS OBTENIDOS EN EL ENSAYO
KU=130 J
KV=121 J
Nota: Los valores dados son para un caso hipotético. Las unidades vienen
expresadas en Julios, absorbidos por el ensayo Charpy de flexión por choque con entalla
en forma de U o V.
En esta norma la energía no se define como energía absorbida por unidad de
superficie, ya que no se contempla la resiliencia.
Una entalla particular es la denominada “ojo de cerradura”, que no aparece en la
nueva norma.
Lo más importante de estos ensayos es que nos van a permitir determinar la
temperatura de transición dúctil-frágil (Su principal ventaja sobre los otros ensayos). Esto
se consigue realizando el ensayo en iguales condiciones normalizadas, pero a distintas
temperaturas. Lo que se hace es calentar o enfriar la probeta antes de realizar el ensayo
(La distribución de temperaturas debe ser homogénea en toda la probeta). Se obtienen
una serie de curvas (fotocopia FR15).
Se observa que existe una dependencia de la energía absorbida con la
temperatura. A altas temperaturas se absorbe gran cantidad de energía, lo que está
relacionado con la fractura dúctil. A bajas temperaturas tenemos una menor absorción de
energía, lo que está relacionado con la fractura frágil.
Podemos hacer la misma gráfica pero sustituyendo la energía absorbida por el %
de la superficie de fractura dúctil, correspondiendo el origen de ordenadas con el 0%.
Hay una influencia importante de la estructura del material en el tipo de fractura.
En la mayoría de los casos habrá una transición brusca del comportamiento del material a
alta temperatura y a baja temperatura. Existe lo que se denomina intervalo de transición
dúctil-frágil (típico en materiales de estructura BCC).
Cuando no hay transición pronunciada, referimos la temperatura de transición
dúctil-frágil a la temperatura para la cual el material absorbe 27 Julios de energía, o
también a la temperatura para la cual el 50% de la superficie de fractura del material es de
fractura dúctil.
Condiciones de uso del material: Trabajaremos con el material a una temperatura
que esté por encima de la temperatura de transición dúctil-frágil.
La temperatura de transición dúctil-frágil depende de:
Los factores externos que condicionan el ensayo, fundamentalmente la velocidad
de aplicación de la carga y el tipo de entalla. La entalla es un concentrador de tensiones.
Cuanto más aguda sea la entalla mayor será la concentración de las tensiones.
14

15. Los factores internos, como son:
Composición del material (Estudiaremos los aceros. Fotocopia FR15). Al introducir
carbono formamos una solución sólida intersticial (porque los átomos de C son muy
pequeños y ocupan los intersticios) [Es un mecanismo de endurecimiento]. Esto hace al
material menos tenaz. Cuanto más carbono añadimos hacemos más favorable la fractura
frágil. El oxígeno fragiliza también el acero, y de forma más pronunciada.
Tamaño de grano: La disminución del tamaño de grano endurece al material y a la
vez aumenta su tenacidad. La deformación inducida es más fácil de absorber debido a la
gran superficie del límite de grano (de alto desorden). Esto se utiliza para comprobar la
tenacidad de los metales.
SLA-> Aceros de alta resistencia y baja aleación (son aceros ferríticos).
Tienen una ITT=-80ºC (ITT=Tª de transición)
Esto implica una alta resistencia a bajas temperaturas.
Determinación del tamaño de grano
N=2n-1
n Índice de tamaño de grano ASTM (Va de 2 a 12)
N Nº de granos por pulgada cuadrada a 100 aumentos
Efecto de la estructura cristalina: Los materiales con estructura FCC son muy
tenaces. Presentan una transición muy suave. Se utilizan para trabajar a temperaturas
criogénicas (como por ejemplo los aceros inoxidables austeníticos). Los materiales BCC
presentan sin embargo una transición muy brusca. Los materiales HC tienen un
comportamiento similar al de las aleaciones de alta resistencia (poca transición pero baja
tenacidad), a excepción del titanio (muy tenaz).
Hay otro mecanismo de deformación plástica en metales, y que es más rápido que
el deslizamiento de dislocaciones, y se denomina maclado. Adquiere importancia cuando
no hay tiempo efectivo para el desplazamiento de las dislocaciones. Los materiales FCC,
en condiciones adversas (baja temperatura y elevadas velocidades de aplicación de la
carga), presentan maclado activo. Los BCC, a pesar de tener más sistemas de
deslizamiento, dichos sistemas son menos activos, por eso se deforman peor. En estos
materiales se puede dar un maclado mecánico a temperatura ambiente cuando la
velocidad de aplicación de la carga es elevada (en los FCC no ocurre), y también
presentan maclado mecánico a bajas temperaturas, pero en menor medida que otros.
Los materiales FCC serán dúctiles y tenaces para cualquier velocidad de
aplicación de la carga y para cualquier temperatura.
Materiales dúctiles como los BCC a temperatura ambiente y bajas velocidades de
aplicación de la carga se comportan como frágiles cuando la temperatura es baja y
cuando a temperatura ambiente se aplica la carga a altas velocidades.
Esto significa que la fractura frágil se puede dar con uno o más requisitos. Los
materiales HC serán frágiles en prácticamente todas las condiciones (con excepciones).
Ventajas y limitaciones de estos ensayos
Como ventajas tenemos que el ensayo es muy simple (fácil de realizar), y que nos
permite determinar la temperatura de transición dúctil-frágil.
Como limitaciones tenemos que sólo obtendremos datos cuantitativos que
únicamente serán útiles a efectos comparativos (no para el cálculo de piezas o
estructuras); que están determinados en materiales sin defectos (ya que los materiales de
prueba no presentan en general discontinuidades internas); que los datos son poco
representativos de las condiciones de servicio reales, ya que:
• El tamaño de la probeta es independiente del espesor real del material.
• Siempre se emplea un carga de ensayo por impacto, con independencia de que la
estructura en servicio esté sometida a cargas estáticas o dinámicas.
15

16. • La raíz de la entalla puede ser menos severa que una entalla real o defecto similar
(poros, microgrietas, fisuras, etc.)
La energía absorbida es igual a la total más la energía de propagación de la grieta.
El ensayo de impacto permite cuantificar la tenacidad de un material, pero no
obtenemos resultados aplicables cuando lo que necesitamos es diseñar piezas
estructurales. Para esto se ha creado toda una rama de la ciencia de los materiales, que
se llama mecánica de fractura.
La mecánica de fractura es la ciencia que estudia la resistencia de un material a la
fractura frágil cuando dicho material posee defectos internos (microfracturas, grietas, etc.)
mediante análisis teóricos y experimentales. Las teorías de la mecánica de fractura nos
permiten cuantificar las relaciones que existen entre las tensiones aplicadas, las
propiedades del material, la presencia de defectos que producen grietas y los
mecanismos de propagación de las grietas.
Concentrador de tensiones: Cuando los teóricos de la mecánica de fractura
estudiaron la resistencia cohesiva teórica en un material elástico frágil, se constató que
era aproximadamente igual al módulo de Young partido por 10 (=E/10). En análisis
experimentales se ve que este valor se reduce entre 10 y 100 veces. Esto se debe a la
presencia de defectos internos que pueden inducir la aparición de microgrietas. El primero
en postular este fenómeno fue A. Griffin. Las microgrietas son problemáticas porque
actúan como concentradores de tensión en los vértices del defecto, y el fallo suele
iniciarse en la zona del material con mayor tensión aplicada.
(Fotocopia FR17). CONCENTRACIÓN DE TENSIONES: Seguiremos el dibujo y
las fórmulas que aparecen en esta fotocopia.
La tensión a lo largo de la dirección x va aumentando a medida que nos
acercamos al vértice de la grieta, donde tenemos la mayor concentración de tensiones.
El factor de concentración de tensiones KT se define como la tensión máxima
aplicada dividida por la tensión nominal. Tenemos también una fórmula para determinar el
valor de la tensión máxima (ver FR17).
El efecto concentrador de tensión es debido a la longitud de la grieta y al radio de
curvatura. Si el defecto es un defecto intenso, la longitud de una grieta superficial “a”, se
define como la mitad de la longitud de la grieta (ver FR16a), y la tensión máxima se
alcanza en ambos vértices de la grieta (FR16b).
Este mismo efecto de concentración de tensiones se da también en cualquier
aspecto de diseño que actúe como tal (presencia de ángulo vivo o rosca).
La mecánica de fractura estudia los materiales frágiles porque en los
materiales dúctiles se produce una redistribución del estado tensional cuando el material
empieza a deformarse plásticamente. Esta nueva distribución de tensiones hace que la
tensión máxima no sea tan alta, y por tanto la propagación de la grieta sea más lenta. En
materiales frágiles la rotura sucederá rápidamente.
K es el factor de intensidad de tensiones. Aparece cuando se realiza el estudio
tensional en el extremos de la grieta, y depende de:
• El valor de la tensión aplicada.
• La longitud y posición de la grieta.
• Geometría de la pieza sólida.
La tenacidad de fractura, KC, es una propiedad mecánica, definida como la
resistencia de una determinado material a la fractura frágil cuando hay una grieta
presente.
También se define como el valor crítico del factor de intensidad de tensiones en la
punta de la grieta, pero que se propague en un material frágil que contiene un defecto. Su
expresión general es:
KC=Y*σ*(π*a)1/2
16

17. Donde Y es un parámetro sin dimensiones que depende de la geometría de la
pieza y de la geometría de la grieta.
El valor de KC, para probetas delgadas depende del espesor B, y disminuye a
medida que B aumenta. Para probetas gruesas tenemos la condición de deformación
plana, con lo que KC es independiente de B.
Condición de deformación plana (Figura 11)
B≥2,5*(KIC/σY)2
Explicación a la figura 11: Nos interesan las condiciones en las que el defecto es
muy pequeño en comparación con el espesor de la probeta, considerando así que no hay
deformación en la dirección de la grieta. Experimentalmente, se comprueba que se dan
las condiciones de deformación plana cuando se verifica la anterior relación (ver FR19).
KC suele llevar un subíndice, que se corresponde con la dirección de avance de la
grieta, que puede ser de rotura (subíndice=1) por deformaciones planas, de cizalladura
(subíndice=2), o de desgarre (subíndice=3).
(FR20 tabla 6.5). En esta tabla aparecen valores normales de tenacidad a la
fractura para aleaciones seleccionadas en ingeniería. El valor de KC depende de la
temperatura, velocidad de deformación, microestructura, etc. Esto viene dado por las
normas.
Un material puede estar sometido a diferentes estados de deformación, pero
empezará a romperse cuando alcance el valor de KC. Los materiales frágiles tendrán
valores de KC muy pequeños, mientras que los materiales dúctiles tendrán un elevado
valor para KC. En general interesa estudiar el valor de KC para materiales de ductilidad
intermedia.
Desde el punto de vista del material, KC se encuentra relacionada sobre todo con
el tamaño de grano. Un menor tamaño de grano aumenta la tenacidad a la fractura. Otros
mecanismos de endurecimiento (especialmente las disoluciones sólidas o las
dispersiones de una segunda fase) disminuyen la tenacidad a la fractura.
Determinación del tamaño del defecto
K1C=Y*σ*(π*a)1/2
Lo que hay que determinar en un diseño basado en la mecánica de fractura son
tres parámetros (Fijamos 2 y el tercero queda entonces determinado). Supongamos que
tenemos fijada la tensión σ aplicada y el material a emplear, quedando sólo el tamaño de
la grieta (a). La determinación de este parámetro se puede realizar mediante ensayos no
destructivos (NDE), como son:
• Líquidos no penetrantes.
• Gammagrafías.
• Corrientes inducidas.
• Partículas magnéticas.
Esta clase de ensayos permiten determinar el tamaño y la posición de los
defectos.
FATIGA
Es otro tipo de fractura que aparece en los materiales metálicos. También se da en
los polímeros, y los cerámicos la soportan muy mal (ya que en general rompen
enseguida). La fatiga se produce cuando el material está sometido a cargas cíclicas y
variables (se repiten a lo largo del tiempo), aunque el valor del esfuerzo al que está
sometido el material sea inferior a la resistencia a la tracción e incluso inferior al límite
elástico. Un ejemplo de fatiga sería un alambre que se doblase continuamente. Su
importancia es enorme, ya que aproximadamente el 80% de los fallos en servicio de las
piezas metálicas son causados por fatiga.
17

18. El primero en estudiar la fatiga fue Wöhler, que definió tres condiciones
fundamentales para que se produjese rotura por fatiga:
1) Una tensión máxima de tracción de valor elevado.
2) Una variación o fluctuación lo suficientemente elevada.
3) Un número suficiente de ciclos.
De aquí se deduce que los resultados obtenidos por los ensayos de tracción no
nos sirven para poder identificar o determinar este tipo de fallo.
Los mecanismos que influyen en la fatiga son muy complejos. Los enumeramos y
realizaremos un estudio básico de este fenómeno.
A la hora de hablar del ensayo de fatiga, existen varios parámetros a tener en
cuenta, como son la cinética de aplicación de la carga, el tipo de tensiones aplicadas al
material, etc.
Tipos de ensayo: Simplificaremos el número de ensayos. Los principales son tres.
Los resultados obtenidos son muy parecidos en los tres, por lo que sólo necesitamos un
ensayo. Para simplificar la cinética de aplicación de cargas haremos una aproximación a
la realidad aproximando los ciclos de carga a una función senoidal.
Podemos definir como ciclo de carga a la ley de variación de la tensión o esfuerzo
a lo largo de un periodo. Es un ciclo sencillo, con una parte a tracción y otra a compresión,
donde hay que definir una serie de parámetros.
La tensión máxima es la mayor tensión que se alcanza en la fibra más solicitada.
La tensión mínima es la menor tensión que se alcanza en la fibra más solicitada.
La tensión media (σM) es la mitad del valor de la suma de las tensiones máxima y
mínima.
La amplitud de la tensión (σA) es la mitad del valor de la diferencia entre la
tensión máxima y la tensión mínima respectivamente.
El rango de tensiones (σR) se puede definir como la diferencia entre tensión
máxima y tensión mínima, o como el doble del valor de la amplitud de la tensión.
También podemos tener distintos ciclos de carga:
Ciclo alterno simétrico: En este ciclo la tensión media es igual a 0 (σM=0).
Ciclo alterno asimétrico: La tensión media es menor que la amplitud de la tensión.
En cualquier caso la distribución de las tensiones es simétrica con respecto al valor de la
tensión media.
Ciclo intermitente: El valor de la tensión media es igual al valor de la amplitud de la
tensión (σM=σA).
Ciclo pulsatorio: El valor de la tensión media es superior al de la amplitud de la
tensión.
En cualquiera de estas situaciones, donde los esfuerzos aplicados varían entre
σMax y σMin, puede considerarse que el esfuerzo aplicado es la suma o superposición de
una componente estática (igual a la tensión media) y una componente fluctuante o alterna
(igual a la amplitud de la tensión.
σMax=σM+σA
σMin=σM-σA
Utilizaremos generalmente el ensayo de flexión rotativa (que es el más sencillo).
Aplicaremos una fuerza de flexión a una probeta que gira mediante cargas aplicadas en
los extremos. También se puede aplicar a una probeta fijada a un eje (que provoca el giro)
con un peso en el otro extremo. En este tipo de ensayo el ciclo de carga tiene una tensión
media igual a 0 (ciclo alterno simétrico).
Curvas de fatiga de Wöhler:
18

19. Normalizaremos una máquina de flexión por fatiga para determinar este tipo de
curvas, en las que representaremos la amplitud de la tensión frente al número de ciclos
necesarios para llevar al material hasta la rotura por fatiga.
Mecanizamos un número N de probetas y sometemos una de ellas a una serie de
ciclos con una determinada amplitud de tensión (σA), condicionada por la tensión máxima
(esto nos permite obtener el primer punto de la curva). Repitiendo el ensayo con probetas
idénticas donde sólo variamos los valores de tensión (disminuyendo su valor), obtenemos
una curva que se denomina curva de Wöhler (se trata de una curva a escala logarítmica).
Se suele empezar con valores de tensión máxima o de amplitud de tensión del
orden de (2/3)*RT (dos tercios de la resistencia a la tracción del material).
Cuanto mayor sea la amplitud de la tensión menor será el número de ciclos
necesarios para llevar la probeta a rotura.
Hay dos tipos diferenciados de curvas. En algunos materiales se produce un valor
asintótico a partir de un número determinado de ciclos. Esto se suele dar en algunos
aceros y en aleaciones de titanio. En las curvas correspondientes a otros materiales
existe una disminución de la tensión a medida que aumenta el número de ciclos
necesarios para romper la probeta.
Para las curvas con valor asintótico definiremos el límite de fatiga como la
máxima tensión que no produce rotura cualquiera que sea el número de ciclos para el
cual existe aplicación de cargas.
Este límite de fatiga, en los aceros, suele estar comprendido entre el 35% y el 60%
del valor de la resistencia a la tracción.
En aquellos materiales que no posean límite de fatiga se define la resistencia a la
fatiga como el nivel de tensión que produce la rotura después de un determinado número
de ciclos.
Las normas definen que para las aleaciones férreas, ese nivel de tensión es el
correspondiente a 1*107 ciclos, y para aleaciones no férreas, este límite práctico de fatiga
se establece para 3*107 ciclos.
En este tipo de curvas también se define el parámetro vida-fatiga, como el
número de ciclos necesarios para producir la rotura a fatiga para un nivel determinado de
tensiones.
El fenómeno de la fatiga es un fenómeno para el cual se obtienen resultados con
una gran dispersión, por lo cuál estos resultados se representan mediante curvas de
probabilidad.
Para los tres tipos principales de ensayo las curvas son muy parecidas. Las curvas
dependen del tipo de ensayo, y también de la tensión media (para el mismo tipo de
ensayo).
El valor de la tensión media afecta a las curvas de Wöhler, ya que varían el valor
del límite de fatiga (las distintas curvas son paralelas entre si). Experimentalmente
podemos hacer una curva para cada valor de la tensión media (ver figura 12).
Otra manera es utilizar aproximaciones matemáticas basadas en la curva de
Wöhler determinada en un ensayo para un ciclo de carga donde la tensión media es igual
a cero (véase fotocopia FAT7). Tenemos dos aproximaciones para poder determinar el
valor del nuevo límite de fatiga (Se’), según sea el valor de la tensión media (que con el
cambio de notación se expresa como Sav), la amplitud de tensión (Sa), el límite de fatiga
para una tensión media igual a cero (Se) y la resistencia a la tracción (RM). La
aproximación de Gerber es de orden 2 (cuadrática), mientras que la de Goodman es lineal
(orden 1) y es más conservativa que la primera, ya que es la aproximación en la que
suponemos el menor valor del límite de fatiga. Los resultados obtenidos en los ensayos
experimentales se encuentran dispersos en el área comprendida por estas dos curvas.
Una aproximación todavía más conservativa que la de Goodman es la línea de
19

20. Soderberg, en la que se sustituye RM por Re (límite elástico). Estas curvas nos permiten
determinar la variación del límite de fatiga dependiendo del valor de la tensión media. Las
ecuaciones correspondientes son las siguientes:
1) Aproximación de Gerber:
Se’=Se*[1-(Sav/RM)2]
2) Aproximación de Goodman:
Se’=Se*[1-(Sav/RM)]
Superficie de fractura en fallos por fatiga
El aspecto macroscópico de la superficie de fractura en fallos por fatiga resulta
muy característico. Su análisis fractográfico permite identificar el tipo de fallo. También
puede darse el caso de que existan fracturas por fatiga que no presenten estas marcas
características. De todos modos, siempre que detectemos estas marcas sabremos que
nos encontramos ante un material que ha roto por fatiga.
En un material que ha sufrido un fallo por fatiga se apreciarán dos zonas, la zona
de fatiga y la zona de sobrecarga. Esta última zona es la zona de fallo final, y puede ser
de fractura frágil o dúctil según el tipo de material.
Cuando hablamos de las marcas características nos referimos a la zona de fatiga.
La superficie de fractura es siempre perpendicular a la carga máxima (la mayor de
las tensiones aplicadas). Además, en su conjunto, la zona de fatiga corresponde con la
fractura frágil (no hay deformación plástica importante). La zona de fractura por fatiga
tiene aspecto bruñido, como de pulido, debido al rozamiento entre las superficies de la
grieta.
Dentro de la zona interna hay dos tipos de marcas características, como son las
marcas de playa y las estrías. Las marcas de playa son macroscópicas. Son líneas
concéntricas con respecto al punto de inicio de la grieta, y se corresponden con el avance
de la grieta provocado por el trabajo continuado de la pieza sin que cese la aplicación de
la carga sobre la pieza. Las estrías son de carácter microscópico (observables mediante
un microscopio electrónico de barrido) y se corresponden con el avance de la grieta por
cada ciclo de carga. Estas dos marcas, si se encuentran en el material, definen
claramente una rotura por fatiga (ver FAT8, FAT9 y FAT10).
Etapas en el proceso de fatiga
Para todos los materiales, tanto dúctiles como frágiles, tenemos tres etapas.
La primera etapa se denomina etapa de incubación. En determinados puntos del
material, como consecuencia de los esfuerzos que soportan, se origina deformación
plástica, y en su entorno acritud. Esta acritud local es en un principio positiva para el
material, y mientras no haya fisuración el material soporta mejor la sobretensión sin
ningún tipo de perjuicio.
Cuando aparece una fisura en el material tenemos la zona de dañado, que en
general aparece en la superficie del material (o de la probeta en el ensayo). Resulta
importante saber cuando aparecen las fisuras. La forma de detectarlas sería mediante el
empleo de ensayos no destructivos (en especial ultrasonidos o partículas magnéticas).
Entonces se puede determinar la curva de dañado, que se corresponde con la curva de
iniciación de las grietas (Véase figura 13).
La curva de fatiga se produce cuando la grieta, que ha progresado a través del
material, provoca la fractura del mismo. Para una amplitud de tensión determinada, el
número de ciclos de fallo se define como el número de ciclos que se necesitan para iniciar
una grieta y propagarla hasta llevar a rotura al material:
Nf=Ni+Nd+NF
Nf es el número de ciclos de fallo.
Ni es el número de ciclos para que se inicie la grieta.
Nd es el número de ciclos de dañado.
20

21. NF es el número de ciclos correspondiente a la fractura del material y se considera igual a
0.
De aquí extraemos que la segunda etapa será la etapa de dañado, que irá desde
el inicio de las grietas hasta la rotura del material, y se corresponderá con la progresión de
las grietas a través del material.
La ultima etapa será por tanto la etapa de rotura, y será una etapa muy rápida (se
corresponde con la rotura del material). Por tanto el número de ciclos correspondiente a
esta etapa será 0.
Es importante conocer la etapa de dañado, ya que si podemos registrarla entonces
podremos sustituir la pieza a tiempo y evitar así un fallo en servicio, que podría tener
consecuencias graves.
Factores que afectan a la resistencia a la fatiga
1) Frecuencia de aplicación de los ciclos de carga:
Se observa que hasta 10000 o 12000 ciclos por minuto la frecuencia no tiene
ningún efecto en el límite de fatiga. Se empieza a apreciar algo de influencia de este
factor a partir de unos 30000 ciclos por minuto, en donde se observa que frecuencias tan
altas elevan ligeramente el valor del límite de fatiga (hacen al material más resistente).
2) La temperatura:
Para temperaturas por debajo del ambiente, cuanto más baja sea la temperatura,
más alto será el límite de fatiga, siempre y cuando la probeta no tenga ningún tipo de
entalla (concentrador de tensiones), en cuyo caso el efectos es el contrario (Véase
fotocopia FAT15).
A temperaturas altas, por encima de la temperatura ambiente, el valor del límite de
fatiga disminuye, lo que implica una menor resistencia a la fatiga de los materiales, ya que
las altas temperaturas favorecen los mecanismos de propagación de las grietas.
Un caso particular es el acero al 0,17% de C. En este acero aumenta el valor del
límite de fatiga (Se) asociado a un mecanismo de endurecimiento que se hace efectivo a
una temperatura que oscila entre 200ºC y 400ºC.
3) Acritud previa:
Si antes de someter una probeta metálica al ensayo de fatiga inducimos una
acritud homogénea por algún mecanismo deformador, y después sometemos la probeta al
ensayo de tracción, ésta presentará un aumento del límite de fatiga si la comparamos con
la misma probeta (del mismo material) pero sin haber sido sometida a la acritud.
4) Rugosidad superficial:
Se ha comprobado experimentalmente que el acabado superficial de las probetas
tienen una influencia considerable en el límite de fatiga, debido a que las grietas se inician
en la superficie del material.
La presencia de marcas de mecanizado en la superficie del material disminuye el
límite de fatiga (porque dichas marcas actúan como concentradores de tensiones y las
grietas se inician en donde se concentran las tensiones). Cuanta mayor rugosidad
superficial más bajo será el valor del límite de fatiga. Un pulido metalográfico mejorará el
valor del límite de fatiga, haciendo más resistente al material.
5) Tensiones residuales superficiales:
Las tensiones residuales del material se superponen a las tensiones procedentes
del ciclo de carga que actúan sobre las fibras del material (se pueden sumar o
contrarrestar dependiendo de si el tipo de tensión residual es de tracción o de
compresión).
El mecanismo más efectivo para luchar contra la fatiga es inducir en la superficie
del material tensiones residuales de compresión (para evitar el inicio de las grietas). Esto
se debe a que la parte del ciclo que favorece el avance de las grietas es la parte
correspondiente a esfuerzos de tracción.
21

22. 6) Estado superficial:
Las tensiones residuales se miden por difracción de rayos X (su valor máximo es
el límite elástico). Cuanta más tensión residual más ancho será el pico que muestre el
difractograma.
Para que se produzca fatiga tiene que haber un valor de tensión de tracción
máximo.
Condición superficial: Cualquier tratamiento en la superficie del material que
modifique su resistencia a la fatiga.
Perdigonado o granallado:
Consiste en bombardear la superficie del material con bolitas metálicas de
pequeño tamaño (perdigones de 0,1 a 1 mm de diámetro), que inducen una serie de
tensiones superficiales de compresión (se denomina “Shot Penning”).
Hay procesos de conformado que también inducen tensiones superficiales,
mejorando la resistencia a la fatiga de la chapa.
Tratamientos de cementación y nitruración:
Es otro tipo de tratamiento superficial que aumenta la resistencia a la fatiga. Se
hacen para endurecer al material (sobre todo aceros), elevando la resistencia a la fatiga
del material considerablemente, induciendo una serie de tensiones superficiales de
compresión.
Un tratamiento muy negativo para la resistencia a la fatiga es la decarburización.
Esto consiste en que el acero pierde átomos de carbono en su zona más externa (como
consecuencia del conformado en caliente). Esto ablanda la superficie, disminuyendo su
resistencia a la fatiga.
Revestimientos metálicos superficiales:
Pueden ser recubrimientos por deposición (galvanizado) o recubrimientos
electrolíticos (cromado, niquelado). Queda hidrógeno atómico ocluido en la superficie del
material como consecuencia de este recubrimiento. Cuando el hidrógeno se recombina en
hidrógeno molecular se fragiliza el material (esto se produce sobre todo en los aceros).
Debido a todo esto podemos concluir que estos recubrimientos producen peor resistencia
a fatiga.
7) Tamaño y orientación del grano:
Resulta muy complejo de estudiar. Tamaños de grano pequeños aumentan la
resistencia a la fatiga del material (teóricamente). Sin embargo experimentalmente se
obtienen resultados contradictorios.
8) Efecto de los concentradores de tensiones:
El efecto de los concentradores de tensiones se estudia mediante probetas
entalladas, normalmente en forma de V, o también con entalla circular.
Definiremos el factor de reducción a la resistencia (Kf). Sirve para evaluar la
efectividad de la entalla en su acción de reducir la resistencia a la fatiga del material, y se
define como el cociente entre Se sin entalla y Se con entalla para un determinado material
en un ensayo concreto y con el mismo ciclo de carga. Es un valor constante para cada
material y para cada tipo de entalla, y varía con:
i) La severidad de la entalla.
ii) Tipo de entalla.
iii) Tamaño de la probeta.
iv) Nivel de tensiones.
v) Tipo de material.
Cuando se realizan ensayos en condiciones de inversión completa de carga (ciclos
alternativos simétricos), en los que σM=0, se observan normalmente dos tendencias:
a) Kf es casi siempre menor que KT.
b) Kf/KT disminuye cuando aumenta KT.
22

23. Esta segunda tendencia explica cómo el concentrador de tensiones reduce el
límite de fatiga.
Entallas muy agudas producen un efecto en la resistencia a la fatiga mucho menor
de lo que cabría esperar. Esto se debe a la variación de KT con respecto a Kf. Se
comprueba experimentalmente que hay tamaños de grieta (para grietas muy pequeñas o
críticas) que no producen nunca rotura por fatiga.
Factor de sensibilidad a la entalla
q=(Kf-1)/(KT-1)
Definido así este factor, significa que para materiales que no presentan reducción
a la fatiga por entalla tendrán q=0 porque Kf=1.
En materiales muy susceptibles al efecto de la entalla, tendremos que q=1, ya que
Kf=KT.
Concentradores de tensiones en los materiales: Debidos al diseño de las piezas
tenemos las roscas o los ángulos vivos. Como concentradores de tipo metalúrgico
tenemos las picaduras (marcas de corrosión), las sopladuras (bolsas de aire dentro del
material), las microgrietas, las interfases en una inclusión dura (aleaciones de Al) y dentro
de un material blando, etc.
9) Fatiga térmica:
Se produce debido a las tensiones que se originan en el material por las
dilataciones y contracciones que ocurren en piezas estructurales sometidas a variaciones
de temperatura. Son tensiones internas de tipo residual (por debajo del límite elástico),
debido a la imposibilidad del material para dilatarse y contraerse libremente. No es
necesaria la aplicación de esfuerzos externos. Estas tensiones dependen del coeficiente
de dilatación térmica (α), del módulo de Young (E) y de la variación de la temperatura
(ΔT):
σ=α*E*ΔT
con α=k-1
Un material que se ve afectado por esta clase de fatiga es el acero inoxidable
austenítico, debido a que tiene un coeficiente de dilatación alto y además una mala
conductividad térmica.
10) Understressing y overstressing:
Evalúan el fenómeno de una fatiga previa del material, es decir, cómo afecta la
fatiga a una probeta o una pieza cuando éstas hayan sido sometidas a una fatiga previa.
Understressing: Sometemos al material a una serie de esfuerzos alternos variables
(ciclos de carga) inferiores al valor del límite de fatiga (σe).
A estos materiales, si los sometemos posteriormente al ensayo de fatiga, aumenta
entonces su límite de fatiga, debido a que hemos endurecido al material.
Si lo hacemos para una amplitud de tensión determinada, lo que conseguimos es
que aumente el número de ciclos necesarios hasta romper a fatiga.
Overstressing: Cuando sometemos al material a un número determinado de ciclos
a un valor de amplitud por encima del límite de fatiga. Si no se han producido grietas,
entonces hemos endurecido el material, por lo que al someter posteriormente al material a
fatiga aumentará su resistencia a la fatiga.
Pero si el número de ciclos es lo suficientemente elevado como para producir
grietas, entonces al someter al material nuevamente a fatiga disminuirá su resistencia a la
fatiga (el valor del límite de fatiga disminuirá).
11) Corrosión:
Para un material sometido a cargas y a corrosión tenemos lo siguiente:
Si el material es sometido simultáneamente a fatiga y medio corrosivo, los
materiales que presentaban un límite definido ya no lo presentan.
23

24. Si el material es sometido primero a corrosión y luego a fatiga, entonces, si el
material tiene límite lo va a seguir teniendo pero más bajo, y si no lo tiene definido
entonces, para el mismo número de ciclos, la amplitud de la tensión que produce fatiga es
más bajo.
Esto se debe a lo siguiente:
Los fenómenos de corrosión aceleran la aparición de las grietas, porque producen
defectos en la superficie del material (picaduras o microgrietas de corrosión).
Además, aceleran el avance de la grieta una vez formada, porque el efecto
corrosivo favorece la rotura en el fondo de la grieta.
La superficie de fractura correspondiente al fenómeno de fatiga-corrosión es
también muy característica.
MECANISMOS DE REFUERZO DE LOS MATERIALES METÁLICOS
Deformación plástica en los materiales metálicos: El proceso por el cuál se
produce deformación plástica debido al movimiento de las dislocaciones se denomina
deslizamiento. Para simplificar el estudio del deslizamiento, primero lo vamos a estudiar
para un monocristal y después para un agregado cristalino.
Las dislocaciones pueden ser de borde, helicoidales y mixtas. Todas ellas se
mueven en respuesta a una tensión de cizalladura aplicada a lo largo de un plano de
deslizamiento y una dirección de deslizamiento (que conforman un sistema de
deslizamiento).
Cuando apliquemos a un material un esfuerzo de tracción o de compresión pura (o
de torsión, como se muestra en la figura 14, que genera en unas fibras tracción y en otras
compresión) tienen una componente de cizalladura, que es la que permite el
desplazamiento de las dislocaciones. Esta componente de cizalladura se denomina
tensión de cizalladura resuelta, que va a depender:
• De la tensión aplicada.
• De la orientación del sistema de deslizamiento.
Veamos ahora la relación existente entre la tensión uniaxial que actúa sobre un
cilindro de un metal puro (monocristal) y la tensión de cizalladura resuelta producida sobre
un sistema de deslizamiento (véase figura 15).
La tensión debida al esfuerzo uniaxial y la tensión de cizalladura resuelta es igual
a la fuerza en la dirección de deslizamiento partida por el área del plano que va a deslizar.
σ=F/A0 τR=FR/A1
Además: cosλ=FR/F
Cosφ=F/FN=A0/A1 (esta última igualdad se debe a que el ángulo que forman las normales
a dos planos es igual al ángulo que forman los dos planos).
Tensión de cizalladura resuelta
A1=A0/cosφ FR=F*cosλ
Entonces:
τR=FR/A1=(F/A0)*cosλ*cosφ τR=σ*(cosλ*cosφ)
Expresión que se conoce como “Ley de Schmid”, y al producto de los cosenos se
lo conoce también como “factor de Schmid”.
En cada sistema de deslizamiento, cada plano forma ángulos distintos con
respecto a la tensión aplicada. La tensión τR será máxima para aquellos sistemas de
deslizamiento donde el producto de los cosenos sea máximo:
τR(Máx)=σ*(cosλ*cosφ)Máx
Al aplicar una tensión dada, el deslizamiento comenzará en aquel sistema donde
τR sea máxima (en el sistema orientado de forma más favorable) y cuando el valor de la
tensión de cizalladura alcance un valor crítico. Este valor crítico se conoce con el nombre
de tensión de cizalladura resuelta crítica (τRC), que representa el valor mínimo de
24

25. cizalladura que se requiere para que empiece a deslizar el cristal. Es una propiedad del
material (depende de éste).
Un cristal se empieza a deformar plásticamente cuando en el material se supera el
valor del límite elástico (σY).
τRC=σY*(cosλ*cosφ)Máx
λ=φ=45º cos45º=0,707
τRC=σY*(0,707)2=0,5*σY
σY=2*τRC
El valor de τRC mínimo para que el sistema mejor orientado empiece a deslizar es
la mitad del límite elástico del material.
En aquellos planos de deslizamiento paralelos al eje uniaxial tenemos que λ=0, y
por lo tanto φ=90 y cos90º=0. En aquellos planos que sean perpendiculares al eje de
tracción tendremos que φ=0 y que λ=90, por lo que cosλ=cos90º=0. Por lo tanto en estos
planos no existirá tensión de cizalladura ni deslizamiento.
Cuando deslizan muchas dislocaciones a través de un sistema de deslizamiento,
llega un momento en el que afloran a la superficie de la probeta, formando líneas bastante
gruesas que se denominan bandas de deslizamiento, que es la confirmación de que los
sistemas de deslizamiento se hallan activos (en los planos próximos a dichos sistemas se
da este mismo fenómeno). Dependiendo de la anchura de las bandas éstas serán
macroscópicas o microscópicas (Véase figura 16).
Reorientación de un cristal durante la deformación plástica: Cuando estamos
deformando un cristal según el eje de tracción, tenemos fijada la probeta a unas
mordazas. El deslizamiento lateral está limitado por dichas mordazas, por lo que los
planos se ven obligados a rotar para poder mantener centrado el eje de tracción.
Los planos situados en el centro de la probeta sufren una rotación pura, y los
planos situados más hacia los extremos sufren rotación y flexión (véase figura 17).
La reorientación de los planos de deslizamiento como consecuencia de ese giro
varía directamente con el cambio de longitud que experimenta la probeta, según la
siguiente relación.
LI/L0=senx0/senxI
L0 es la longitud inicial del monocristal.
LI es la longitud final del monocristal.
x0 es el ángulo entre el eje de aplicación de la carga y el plano de deslizamiento.
xI es el ángulo que forma el plano de deslizamiento con respecto al eje de aplicación de la
carga una vez que acaba la deformación.
Si tenemos un esfuerzo axial, se comprueba que los planos de deslizamiento se
han reorientado de manera que se sitúan paralelamente al eje de tracción.
De igual forma, si tenemos la probeta sometida a compresión, los planos de
deslizamiento tienden a alinearse perpendiculares al eje de aplicación de la carga.
Como consecuencia de esto, sistemas de deslizamiento que no eran activos al
principio de aplicar la tensión, empiezan entonces a ser activos, ya que alcanzan el valor
de tensión de cizalladura resuelta crítica suficiente para empezar a deslizar.
Para un agregado policristalino (metal) formado por gran cantidad de granos, la
situación se complica debido a las siguientes causas:
1) Tenemos gran cantidad de granos orientados al azar, por lo que la dirección de
deslizamiento varía de un grano a otro. En cada grano, el movimiento de las dislocaciones
tiene lugar según un sistema de deslizamiento que sea el más favorablemente orientado.
2) Existen interacciones a través de los bordes de grano entre los granos que se
deforman. La integridad mecánica del material se mantiene precisamente a través de los
límites de grano (no se separan ni se deslizan).
25

26. Los límites de grano son zonas muy pequeñas, y debido a lo anterior (mantienen
integridad mecánica), cada grano individual está parcialmente constreñido a la forma que
puede asumir debido a la presencia de los límites de grano.
Cuando aplicamos un esfuerzo de tracción dado en un material policristalino, el
deslizamiento comienza en los sistemas mejor orientados de cada grano. A medida que
desliza, el grano se va alargando, rotando hacia el eje de tracción, de tal manera que
debido a la cohesión entre los límites de grano, éste fuerza a que los granos contiguos,
que no han empezado a deslizar, también roten, y al girar, algún sistema que en un
principio no era activo, se sitúa en una orientación tal que se alcance el valor de la tensión
de cizalladura resuelta crítica, y por lo tanto empiece a deslizar.
Aún cuando un grano esté favorablemente orientado para el deslizamiento, éste no
puede empezar a deslizar hasta que los granos adyacentes y menos favorablemente
orientados sean también capaces de deslizar. Esto requiere una mayor tensión, ya que
debe conseguirse que en cada grano haya algún sistema de deslizamiento activo.
Por eso el límite elástico de un material policristalino es mucho mayor que el de un
monocristal del mismo material.
Si tuviésemos una probeta de un material de una misma fase con la superficie
pulida, al deformarla observaremos bandas de deslizamiento en cada uno de los granos,
que estarán orientadas en distintas direcciones (véase figura 18). También puede darse la
existencia de más de un sistema de deslizamiento activo para un mismo grano, por lo que
se observarán bandas de deslizamiento con distintas orientaciones en ese grano.
La orientación de los granos cuando se aplica un esfuerzo implica que los granos
se alarguen, en la dirección del eje de aplicación de la carga si el esfuerzo es de tracción,
y perpendicularmente al mismo si el esfuerzo es de compresión. Debido a esto, la
orientación de los granos nos permite identificar el tipo de esfuerzo al que ha sido
sometido el material (véase figura 19).
Hay un mecanismo de deformación plástica que no vamos a tratar, que es el
maclado. Este mecanismo es mucho menos importante que el deslizamiento.
La deformación plástica de un material será más fácil cuando exista un mayor
número de sistemas de deslizamiento, ya que es más probable que se alcance la tensión
de cizalladura resuelta crítica al orientarse el grano de una forma más rápida.
Todas las técnicas de refuerzo que estudiaremos se basan en el impedimento al
movimiento de las dislocaciones. De esta forma el material no se deforma plásticamente,
o hace falta más tensión para deformarlo.
En general, todos estos mecanismos conllevan las siguientes consecuencias en
las propiedades mecánicas:
• Aumento de la dureza del material.
• Aumento de la resistencia a la tracción (RM).
• Aumento del límite elástico.
• Disminución de la ductilidad.
• Disminución de la tenacidad.
Los mecanismos de refuerzo son:
1) Endurecimiento por deformación plástica en frío.
2) Endurecimiento por solución sólida sustitucional.
3) Endurecimiento por solución sólida intersticial.
4) Endurecimiento por afino o reducción del tamaño de grano.
5) Fortalecimiento por precipitación.
6) Fortalecimiento por dispersión de otras fases en la estructura.
7) Fortalecimiento por vacantes.
8) Fortalecimiento por transformación martensítica (lo estudiaremos para los aceros,
pero se puede dar en otros tipos de aleaciones).
26

27. En muchos casos los materiales se endurecen por varios de estos mecanismos
que actúan simultáneamente. La contribución al endurecimiento de cada mecanismo es
muy difícil de cuantificar.
1) Endurecimiento por deformación plástica en frío:
Se denomina acritud (Ver DPF1, DPF2, DPF3 y DPF4). Lo que ocurre es que
introducimos dislocaciones en el material (generamos nuevas dislocaciones). La densidad
de defectos (dislocaciones) es del orden de 106. Cuando generamos acritud en el
material, la densidad de dislocaciones se eleva a 1012. Estas dislocaciones se generan a
partir de las que ya existían en el material a través del mecanismo de Frank-Read.
Aparte de esto, también se ponen en movimiento las dislocaciones existentes, que
para seguir moviéndose demandarán esfuerzos crecientes. Cuando las dislocaciones
empiezan a moverse se aproximan unas a otras y llega un momento en el que se repelen,
debido a que en el entorno de la dislocación existe un campo de tensiones.
La dislocación de borde positiva genera tensiones de tracción en su parte inferior y
de compresión en la parte superior, mientras que una dislocación de borde negativa
genera compresión en la parte superior y tracción en la inferior.
Si tenemos muchas dislocaciones del mismo signo en el mismo plano, cuando se
aproximen se van a repeler, ya que van a tener campos de tensiones enfrentados, que
bloquean el movimiento de las dislocaciones.
Otro efecto que se produce cuando hay muchas dislocaciones es que las
dislocaciones de distinto signo (especialmente las de borde) se pueden llegar a anular
(este fenómeno ocurre en menor proporción).
Otro efecto es que las dislocaciones se pueden quedar ancladas en obstáculos
(vacantes, precipitados...) impidiendo la deformación plástica del material.
Por último, una dislocación puede inmovilizarse por la acción de otras
dislocaciones (queda anclada, impidiendo el deslizamiento).
En la fotocopia DPF4 tenemos la relación:
We(%)=[(A0-AU)/AU]*100
Con A0 área inicial de la sección transversal y AU área de la sección transversal tras la
deformación.
Factores que afectan a la acritud (Véase DPF2): Hay factores tanto internos como
externos.
El grado de deformación en frío, la naturaleza del esfuerzo y la velocidad de
aplicación del esfuerzo son factores externos que afectan a la acritud del material.
Podemos reducir la sección del material mediante una laminación (tensión de
compresión) o mediante una extrusión (compresión y cizalladura), y lo podemos realizar a
diferentes velocidades.
Con respecto a los factores internos tenemos el tipo de sistema cristalino del
material, el grado de pureza del metal, el tamaño de grano y la energía de los defectos de
apilamiento (es un defecto que proviene de que una dislocación de borde se separe en
dos dislocaciones, y que lleva asociada mayor o menor energía dependiendo del tipo de
material).
n es un parámetro mecánico con el que cuantificamos la acritud del material (n se
obtiene a partir de la ecuación de Ludwik).
4) Endurecimiento por reducción del tamaño de grano:
Los materiales metálicos son agregados policristalinos formados por granos que
tienen una orientación cristalográfica diferente (a pesar de tener la misma estructura
cristalina). La interfase de los granos (es decir, el límite de grano), supone una barrera
para el deslizamiento de las dislocaciones, en primer lugar, porque para pasar a otro
grano contiguo, la dislocación tiene que cambiar de dirección, lo cuál supone un esfuerzo
adicional. El segundo motivo es que el límite de grano es una zona de gran desorden,
27

28. donde hay discontinuidad entre los planos de deslizamiento. Por esto a veces la
dislocación no encuentra un camino para seguir deslizando y pasar a otro grano,
quedándose entonces bloqueada en el límite de grano.
Si en un límite de grano se quedan bloqueadas muchas dislocaciones, entonces
se generan núcleos o campos de retrotensión, que generan nuevos focos de
dislocaciones (es decir, generan nuevas tensiones) por una serie de mecanismos. Las
nuevas dislocaciones provocan que se acumule mayor tensión, por lo que cada vez será
más difícil que las dislocaciones pasen a otro grano.
Gráfica: Cuanto menor sea el grano, mayor superficie de límite de grano habrá por
unidad de volumen, y más duro será el material.
N=2n-1
La influencia del tamaño de grano en la resistencia del material se puede
cuantificar. El límite elástico del material varía con el tamaño de grano según esta
relación, donde σ0 y KY son constantes, y d es el diámetro de grano:
σY=σ0+KY*d-1/2
El tamaño de grano puede disminuir con la velocidad de solidificación. Si la
velocidad de solidificación VS es elevada, el tamaño de grano será más pequeño, ya que
al aumentar la velocidad de solidificación, el requerimiento de radio crítico es cada vez
menor.
Otra forma de modificar el tamaño de grano es mediante deformación plástica
seguida de un tratamiento térmico.
Límite de grano
De ángulo grande: Son los que se ven con microscopio. Corresponden a los
granos en los que la desorientación cristalográfica es importante.
De ángulo pequeño: En estos granos la desorientación cristalográfica es del orden
de muy pocos grados. También se pueden observar al microscopio, pero resulta más
difícil de observar que si fuera de ángulo grande. Son muy poco efectivos para el
endurecimiento.
Por lo tanto el endurecimiento viene dado por los límites de grano de ángulo
grande, que son los que realmente dificultan el paso de dislocaciones de un grano al otro,
ya que requieren un esfuerzo mayor para poder cambiar de dirección (Consultar el
Callister).
Otros límites que se aprecian en microestructura son las maclas; defecto lineal
que se aprecia con el microscopio óptico, con líneas paralelas que atraviesan un grano
(véase figura 20). También intervienen en el deslizamiento de las dislocaciones, ya que un
material maclado es mucho más resistente que un material no maclado de las mismas
características.
2) Endurecimiento por solución sólida sustitucional:
En general, los metales puros son muy blandos, por lo que se suele trabajar con
materiales con impurezas o con materiales que tengan elementos de aleación.
Impurezas: Átomos que no son los mismos que los mayoritarios de la red
(disolvente). Como consecuencia del proceso de afino, no suelen llegar al 1%.
Elementos de aleación: Son elementos que se añaden a propósito al material
para modificar alguna de sus propiedades.
El efecto es prácticamente el mismo si son impurezas o elementos de aleación. Si
el átomo de soluto (minoritario) es de menor tamaño que el disolvente (mayoritario),
entonces se genera un campo de deformaciones de tracción a su alrededor, y si el átomo
de soluto es de mayor tamaño que el del disolvente, entonces el campo de deformaciones
que se forma alrededor es de compresión. Estas deformaciones son de tipo elástico, ya
que se puede producir recuperación elástica total (véase fotocopia de clases ERTG2).
28

29. En la misma fotocopia anterior, se observa que las dislocaciones también generan
campos de deformación a su alrededor. Si es una dislocación de borde positiva (se
representan con el semiplano extra hacia arriba), tienen entonces un campo de
compresión en la parte superior del plano de deslizamiento, y un campo de tracción en la
parte inferior a dicho plano.
Si los átomos de soluto son mayores que los del disolvente, entonces los
primeros tienden a segregarse en torno a las dislocaciones para contrarrestar los campos
de deformación de éstas y, por lo tanto, disminuir la energía del sistema, y esta
segregación se produce de la siguiente manera. En nuestro caso, los átomos de soluto
mayores que los de disolvente tienden a ocupar la zona correspondiente a la parte inferior
al plano de deslizamiento de una dislocación de borde positiva, contrarrestándose así el
campo de compresión del soluto con el campo de tracción de la dislocación. Entonces,
mover la dislocación requerirá un mayor esfuerzo cuando hay átomos de soluto de
diferente tamaño al del disolvente en su entorno.
Si los átomos de soluto son más pequeños que los del disolvente, entonces
ocuparán la zona correspondiente a la parte superior del plano de deslizamiento de las
dislocaciones, zona donde está situado el semiplano extra, contrarrestándose entonces
los campos de deformación correspondientes.
3) Endurecimiento por solución sólida intersticial:
Se trata de un endurecimiento producido por la formación de atmósferas de
Cotrell (véase fotocopia EP6, fig. XI.20).
Los átomos de soluto en una solución sólida intersticial están en los intersticios o
huecos de la red. Estos átomos siempre tienen un tamaño muy pequeño en comparación
con los átomos del disolvente.
A pesar de esto, el campo de deformación que generan a su alrededor es un
campo de compresión, que se debe a que la posición que están ocupando no es la de un
átomo de la red, sino la de un intersticio o hueco, y los átomos de soluto siempre van a
tener un tamaño algo mayor que el del hueco que ocupan.
Estos átomos de soluto intersticiales tienden a segregarse, migrar, o difundir hacia
zonas donde contrarresten otros campos de deformación, para poder disminuir la energía
del sistema.
Los átomos intersticiales también dificultan el desplazamiento de las dislocaciones,
como muestra la fotocopia XI.20. Los átomos intersticiales se encuentran en estas zonas
en mayor medida que lo hacían los átomos sustitucionales, debido a que difunden mucho
más fácilmente.
Esta densidad de átomos intersticiales ancla la dislocación , y al conjunto de esta
dislocación anclada debido a la concentración de átomos de soluto, y dichos átomos de
soluto, se le denomina atmósfera de Cotrell.
Entonces, deformar este material en el que se han formado atmósferas de Cotrell
será mucho más difícil y requerirá un mayor esfuerzo (es decir; el material se ha
endurecido).
El material endurecido de esta manera se dice que “ha envejecido”. Si este
envejecimiento se ha producido a temperatura ambiente, lo denominaremos
envejecimiento natural (ya que hay que dejar tiempo suficiente para que los átomos
intersticiales difundan). Si se envejece a altas temperaturas se denomina envejecimiento
artificial. Se consigue acelerar el proceso de envejecimiento, disminuyendo el tiempo
necesario para que éste se produzca.
Los átomos intersticiales característicos en los metales son: C, N, O, H. Destacan
los átomos de N en los aceros.
29

30. Nota: Al semiplano extra se le denomina así porque es un plano de átomos extra
en el material, pero que no tiene continuidad de un lado a otros de la dislocación.
Para que dos campos de deformación se contrarresten, estos tienen que ser de
signos opuestos.
5) Endurecimiento por precipitación:
Este endurecimiento es debido a la formación de una dispersión fina de partículas
duras precipitadas. Estas partículas duras son de un tamaño nanométrico (no visibles al
microscopio óptico).
Esta fina dispersión de partículas pequeñas, duras y homogéneamente
distribuidas, dificulta el avance de las dislocaciones.
Supongamos dos precipitados M y N distribuidos a lo largo de la matriz, separados
una distancia d, y con módulo de cizalladura G superior al de la matriz. Esto último
significa que para que una dislocación pueda romper el precipitado y pasar a través de él
se necesita mayor energía que la necesaria para atravesar la matriz (las dislocaciones se
mueven por tensiones de cizalladura).
Cuanto mayor sea el módulo de cizalladura de un material, mayor será su
resistencia al paso de las dislocaciones a través del material.
En nuestro caso, cuando una dislocación se encuentra con el precipitado, no es
capaz de pasar a través de él, y por lo tanto trata de rodearlo, hasta llegar un momento en
el que se rompe la dislocación, dando lugar a:
· Un anillo de dislocaciones alrededor del precipitado.
· Otra nueva dislocación que sigue su camino por donde venía.
Este fenómeno se ha confirmado mediante un estudio por microscopía electrónica.
Esto mismo sucede con las siguientes dislocaciones, con la salvedad de que cada
anillo que se forma en torno al precipitado dificulta cada vez más el paso de las
dislocaciones (cada anillo, que es la suma de dislocaciones, genera un campo de
tensiones y bloquea aún más el paso de las dislocaciones). Hay un campo de
deformación.
Este mecanismo se autorregula formando un campo de deformaciones cada vez
mayor.
El precipitado puede ser coherente, semicoherente, o incoherente con la matriz.
Un precipitado es totalmente coherente con la matriz cuando tiene por igual
estructura cristalina que la matriz, similar parámetro de red e igual relación de orientación
cristalográfica. Entonces la red es continua a través de la intercara entre el precipitado y la
matriz.
Este endurecimiento por precipitación se da para precipitados coherentes, porque
en este caso, para igual fracción en volumen de precipitación, el número de precipitados
es mayor. Esto se debe a que cuando el precipitado es coherente, genera a su alrededor
un campo de deformación elástica mucho más severo que si el precipitado es
incoherente. Esta es la causa fundamental de que el precipitado deba ser coherente.
La energía total que incrementa el precipitado en el sistema es igual a:
ΔG=Eγ+EMisflit
Eγ= Energía interna.
EMisflitγ= Energía de desajuste (↓↓ si el precipitado es incoherente y ↑↑ si el precipitado es
coherente).
La EMisflitγ nos interesa porque es la que dificulta el movimiento de las
dislocaciones, y se debe a la diferencia de parámetro de red. El precipitado incoherente
también endurece, pero en menor medida que el precipitado coherente.
A las aleaciones que se endurecen de esta manera las llamamos aleaciones de
endurecimiento estructural.
30

31. Las aleaciones, para endurecerse de esta forma, necesitan cumplir una serie de
requisitos (véase fotocopia EP1).
PRINCIPIOS GENERALES
1ª Condición: Necesitan una solubilidad moderada y limitada del, o de los,
elemento(s) soluto(s) de aleación, que disminuye apreciablemente al descender la
temperatura.
(Véase figura 21 Sistema Al-Cu): La fase α es mayoritariamente de Al, con un
pequeño porcentaje de Cu. El punto triple entre α, L+α y α+β nos da la máxima
solubilidad del cobre en la fase α para la correspondiente temperatura de 600ºC. Esa
solubilidad nunca es a temperatura ambiente, y no puede ser muy alta.
Al disminuir la temperatura, esta solubilidad tiene que disminuir apreciablemente
para que se produzca este endurecimiento.
La solubilidad, al ir disminuyendo la temperatura, se medirá en la correspondiente
“línea de solvus”. Si cada vez hay menos Cu en α, ese Cu va a formar una nueva fase (β).
Nunca se elige una composición en estos materiales que corresponda a la máxima
solubilidad, sino que se elegirá un punto con solubilidad menor, donde la solubilidad
disminuirá con la temperatura.
2ª Condición: El proceso de precipitación a partir de la solución sólida presenta
una secuencia de etapas con formación de fases de transición metaestables (que son las
que producen mayor dureza) antes de formarse los precipitados correspondientes a las
fases del diagrama de equilibrio.
El tratamiento térmico que permite obtener este tipo de precipitados se denomina
bonificado, y es un tratamiento en dos etapas (véase fotocopia EP2):
1) Tratamiento de disolución.
2) Tratamiento de maduración.
(Véase fotocopia EP3, figura 11.11): Para destruir la estructura bifásica (α+β) con
que nos venden el material (a temperatura ambiente), hay que calentarlo hasta una
temperatura tal que sólo quede una fase (α). La solubilidad de β en α es mayor. Después
realizamos un hipertemple (enfriamiento muy brusco), de manera que la fase β no tiene
tiempo para desarrollarse. A esta fase que contiene mayor % de átomos de soluto de los
que corresponden al equilibrio a esa temperatura se le llama solución sólida
sobresaturada.
Este sistema está fuera del equilibrio. Ahora se hace un segundo tratamiento
térmico que se denomina maduración o precipitación.
Si dejamos la disolución mucho tiempo a temperatura ambiente, la disolución
trataría de ir hacia el equilibrio, y se acabaría por formar la fase β, pero tardaríamos
mucho tiempo.
Lo que se hace es llevar la temperatura hasta un valor T2 dentro del campo
bifásico α+β (aproximadamente se elevan unos 150ºC) y se mantiene un tiempo suficiente
para que se formen precipitados metaestables, que no son exactamente la fase β, sino
que es un precipitado anterior a dicha fase. Una vez que se ha formado este precipitado
enfriamos hasta la temperatura ambiente, sin importarnos la velocidad de enfriamiento,
debido a que ya se ha formado el precipitado que queríamos.
Si se hace todo este tratamiento se puede hablar de maduración artificial. Si se
deja la solución sólida sobresaturada a temperatura ambiente hasta que se forme la fase
β se hablará de maduración natural.
Las primeras aleaciones que se endurecieron de esta manera fueron los
duraluminios, que son aleaciones de Al con un 4% Cu y 1% Mg.
31

32. Esto ocurrió en 1906 en la localidad alemana de Düren (de donde viene el
nombre). En los duraluminios la fase β es CuAl2. Antes de llegar a esta fase aparecen
precipitados metaestables en la siguiente secuencia:
SSS GP-I GP-II θ’ θ( CuAl2)
SSS: Solución sólida sobresaturada. A partir de esta solución aparece un precipitado
metaestable GP-I (que procede de Guinier Preston, descubridor de estas estructuras).
Éste evoluciona hacia otro precipitado metaestable GP-II. La siguiente evolución es hacia
una fase θ’, y finalmente el sistema evoluciona hacia la fase estable θ.
(Véase ejercicio del duraluminio. Regla de la palanca)
θ es el precipitado de equilibrio de la aleación Al-Cu, pero no es la que produce el
endurecimiento. Se dice que la fase θ es igual a CuAl2 porque a temperatura ambiente
tiene esta composición estequiométrica.
Aclaración: En líneas anteriores a la fase θ se la denotó como fase β (a partir de
ahora utilizaremos θ para referirnos a dicha fase).
La fase mayoritaria (matriz) forma los granos del agregado policristalino. La fase
minoritaria aparece como fase dispersa en los granos de α o en los límites de grano
(véase figura 22).
Esta aleación es blanda. Para endurecerla hay que someterla a un tratamiento de
bonificado. Primero elevamos la muestra hasta una temperatura en la que sólo exista la
fase α. Entonces hacemos descender bruscamente la temperatura, de modo que no haya
tiempo para que se formen granos de la fase θ, y esta fase quede disuelta en α. Lo que
tendremos entonces será una solución sólida sobresaturada (SSS), porque tendremos
una composición de elementos de soluto disueltos en el disolvente superior a la
solubilidad que indique el diagrama de equilibrio para la temperatura correspondiente.
Después de esto elevamos la temperatura dentro del campo bifásico sin llegar a la línea
de solvus. Supongamos que nos quedamos a 180ºC:
Partimos de la SSS. El primer precipitado que va a aparecer es el GP-I (debido al
tratamiento de maduración), que está compuesto por átomos de Cu que se agrupan
formando un disco que tiene aproximadamente 2 o 3 nm de espesor y entre 8 y 10 nm de
diámetro (véase figura 23).
Esta zona de precipitación es totalmente coherente con la matriz. Estas zonas se
forman sobre los planos (1 0 0) del aluminio. En realidad, lo que hacemos es desplazar
átomos de Al, para que esta posición la ocupen átomos de Cu. Estos átomos de Cu tienen
un radio atómico aproximadamente un 11% menor que el aluminio, lo que genera en el
entorno un campo de deformaciones elásticas de tracción (como muestra la figura 24).
Estos precipitados se detectan en el microscopio electrónico de transmisión, y en
realidad se detectan por los campos de deformación que generan a su alrededor.
Si en el tratamiento de maduración, el tiempo al que se tiene el precipitado a esa
temperatura es lo suficientemente grande, aparece entonces un nuevo precipitado GP-2
(también denotado por θ’’), que también tiene forma de disco, de 150 nm de diámetro y
15 nm de espesor aproximadamente, pero que tiene estructura tetragonal FCC, distinta a
la de la matriz. Además, en esta estructura tetragonal, distinta a la de la matriz, hay
mezclados átomos de Cu y de Al. En este disco, a lo largo de todo el espesor, la intercara
es incoherente, pero a lo largo de las otras caras del disco es coherente. Esta estructura
GP-II es la que produce una mayor dureza en el material. Esta estructura se puede
mantener provocando un enfriamiento más o menos brusco para mantener la estructura a
temperatura ambiente (para una determinada composición deseada de este precipitado).
Si en lugar de enfriar la aleación, esa temperatura se mantiene tras precipitar GP-II
(θ’’), se forma otro precipitado θ’, tetragonal y totalmente incoherente con la matriz, y
cuyos parámetros de red son:
32

33. a=b=4,04 Amstrongs
c=5,08 Amstrongs
Si todavía mantenemos el duraluminio más tiempo a esa temperatura, aparecerá
la fase de equilibrio θ (CuAl2), también tetragonal y totalmente incoherente con la matriz,
pero de parámetros de red distintos:
a=b=6,06 Amstrongs
c=4,87 Amstrongs
Esta fase tiene un tamaño mayor que la fase previa.
(Figura 25 o fotocopia EP8): representa la dureza Vickers en función del tiempo de
maduración. En la figura 26 se observa la formación de las diferentes fases según
temperatura y tiempo. Cuando aparece la fase metaestable GP-II, entonces la dureza es
máxima. Se aprecia que a 190ºC no aparece la fase GP-I. Esto se debe a que cada
precipitado tiene su línea de solvus.
CARACTERÍSTICAS GENERALES DEL PROCESO DE ENDURECIMIENTO POR
PRECIPITACIÓN
1. Las primeras fases que aparecen son coherentes, pero se van a formar
posteriormente fases incoherentes, mediante un proceso de nucleación y crecimiento.
Las partículas precipitadas que nuclean más tempranamente durante el tratamiento
térmico de envejecimiento son coherentes con la matriz y son fases metaestables que
pueden formarse más rápidamente que la fase de equilibrio.
2. La dureza y resistencia aumentan hasta alcanzar un valor máximo
(denominado pico de dureza) en la gráfica dureza-tiempo para una temperatura de
maduración determinada. Este pico ocurre para una distribución y tamaño óptimos y para
un grado de coherencia.
3. Si se sobrepasa el tiempo para el cual se alcanza el pico máximo, o si se
sobrepasa la temperatura, la dureza empieza a disminuir. Se dice entonces que la
aleación se ha sobremadurado o sobreenvejecido (overaging). Esto es atribuido a la
pérdida de coherencia de las partículas precipitadas. Cuanto mayor sea la temperatura
antes se alcanzará el sobreenvejecimiento, y el pico de dureza será más pequeño.
4. Altas temperaturas de maduración o prolongadas permanencias a
temperaturas inferiores producen esferoidización de los precipitados si estos presentan
formas poliédricas, para poder así reducir la relación S/V (Superficie/Volumen). Este
proceso suele ir acompañado de una aparente coalescencia de los precipitados, es decir,
la redisolución de los precipitados de pequeño tamaño y el crecimiento de los granos
grandes de precipitado a expensas de los átomos redisueltos (Ostwald Ripening).
Aleaciones de base aluminio que sufren este tipo de envejecimiento por
precipitación:
Al-Cu; Al-Zn; Al-Mg-Si; Al-Zn-Mg
A todas estas familias de aleaciones se las denomina “Aleaciones de aluminio de
alta resistencia”.
Dentro de las aleaciones de aluminio podemos distinguir dos grupos:
• De forja: Tratables térmicamente (por tratamiento de endurecimiento estructural).
• De moldeo: No tratables térmicamente.
Cada familia se designa por 4 números:
El primer número indica el tipo de elemento aleante:
Serie 1000: 99% Al con impurezas de otros elementos.
Serie 2000: Aleaciones Al-Cu.
Serie 6000: Aleaciones Al-Mg-Si.
Serie 7000: Aleaciones Al-Zn.
Valores fotocopia EP7:
33

34. R (kg/mm2)= Límite elástico.
(O): Recocido de recristalización.
(T6): Tratamiento de maduración artificial.
(T4): Tratamiento de maduración natural.
RY= Resistencia a la tracción.
Estas aleaciones de alta resistencia se usan para fabricar aviones, cohetes...
Otras aleaciones que pueden sufrir este tipo de endurecimiento mediante
bonificación son las siguientes (primero se escribirá la base mayoritaria):
Cu-Be; Cu-Cr; Pb-Sb-Sn
Aceros MARAGING: Se descubrieron en 1960.
Ni-Mo; Fe-Ti
Son los mas duros, con RM≈2000 Mpa
Tienen estructura martensítica sumada a un endurecimiento por precipitación.
El límite de utilización de estas aleaciones es la temperatura de maduración, ya
que por encima de esta temperatura perderían las propiedades de endurecimiento que les
confería el tratamiento térmico. Sin embargo, por debajo de la temperatura de maduración
no se pierden estas propiedades (por lo cual ese es el rango de temperaturas de trabajo
de las aleaciones).
Las aleaciones de aluminio no deben ser soldadas. Hay algunas que se pueden
soldar, pero deberán ser sometidas a un tratamiento post-soldadura, para evitar así la
pérdida de dureza.
6) Endurecimiento por dispersión de partículas de óxido (Y2O3):
Consiste en adicionar a la aleación partículas de óxido de pequeño tamaño. Esta
adición suele ser de carácter mecánico. Se añade en muy pequeña proporción. A las
aleaciones endurecidas de esta manera se las denomina ODS (Oxyde-Disperssion-
Strenghed).
Por ser un precipitado incoherente con la matriz, el endurecimiento es pequeño. La
ventaja es que esta partículas resisten mejor las altas temperaturas. Este endurecimiento
se realiza en las aleaciones resistentes a las altas temperaturas, que son
fundamentalmente dos: las de base Niquel y las de base Cobalto.
Dentro de las aleaciones de base Niquel, unas de las más conocidas son las
INCONEL MA 754 (endurecidas con óxido de Ytrio Y2O3). Se utilizan en álabes de turbina,
intercambiadores de calor, etc.
7) Endurecimiento por vacantes:
Si tenemos un metal puro y elevamos la temperatura (sin llegar a la línea de
líquidus), se generan gran cantidad de vacantes. La formación de vacantes sigue la
ecuación de Arrhenius:
V=K*e-Q/(R*T)
Q= Energía de activación.
T= Temperatura de formación de vacantes (K).
R= Constante de los gases ideales.
Para retener las vacantes se hace un descenso brusco de la temperatura
(hipertemple). Así podremos mantener estas vacantes a temperatura ambiente. Las
vacantes actúan de forma análoga a los precipitados, pero con mucha menor eficacia que
éstos; es decir, son un obstáculo físico para el avance de las dislocaciones, pero en
menor medida que los precipitados. Las vacantes también se desplazan, e interactúan
con las dislocaciones por un fenómeno de ascenso. En este fenómeno las dislocaciones
no se mueven por planos de deslizamiento. Cuando se produce el ascenso de las
dislocaciones, disminuye la movilidad de éstas (su posibilidad de deslizamiento es
menor). Esto provoca un endurecimiento del material (es más difícil deformar
plásticamente el material).
34

35. Mecanismo de ascenso (positivo): Las vacantes cambian sus posiciones con los
átomos del semiplano extra (se produce átomo por átomo). Esto puede concluir con la
desaparición de los átomos del semiplano extra (cuando interactúa con muchas
vacantes). Este fenómeno se representa gráficamente en la figura 27.
El efecto contrario al ascenso positivo de dislocaciones se denomina ascenso
negativo. En este fenómeno, lo que ocurre es un alargamiento del tamaño de las
dislocaciones al formarse las vacantes, pasando átomos de la estructura del material al
semiplano extra (y así se consigue alargar el semiplano, como se muestra en la figura 28).
Para que se produzca este fenómeno de ascenso (tanto positivo como negativo)
se requiere una activación térmica, es decir, un aumento de la temperatura.
También se pueden formar vacantes en un material irradiándolo con partículas de
alta energía (neutrones). Esto se da en las vainas que contienen a las pastillas de uranio
en las centrales nucleares (se endurecen, pero se reduce su tenacidad).
Si tenemos una solución sólida sustitucional podemos crear vacantes haciendo un
hipertemple.
Si la solución es sólida intersticial, también se pueden formar vacantes pero, con el
tiempo, se puede producir un efecto cooperativo entre las vacantes y los átomos
intersticiales.
Se forma un clúster (condensación) o asociación de vacantes, que son zonas de
fácil precipitación. Las vacantes difunden ala misma velocidad que los átomos
sustitucionales (≈). Podemos concluir que los átomos intersticiales difunden más rápido
que los átomos sustitucionales y que las vacantes.
Una vez formadas las vacantes por calentamiento e hipertemple, tras un cierto
tiempo, las vacantes interactúan con las dislocaciones y forman un clúster. Si el átomo de
la red y el intersticial son muy afines químicamente (y sólo en esta situación), éstos
tienden a precipitar en los clúster de vacantes, formando un compuesto intermetálico. Si
aparecen estos precipitados el endurecimiento es mucho mayor.
Esto se da en la ferrita hipertemplada si se deja envejecer a temperatura ambiente
(aparecen carbonitruros): ACERO EXTRDULCE.
Mecanismo de endurecimiento en el que participan dos efectos:
STRAIN AGING
Al ver las curvas de tracción de los aceros de muy bajo contenido en carbono se
observa este fenómeno de cedencia. Esto se va a dar en aceros agrios en los cuales el
contenido en C y N es bajo; en muchos casos, la suma de la cantidad de ambos
elementos no supera el 0,005% en peso.
La aparición de la zona de cedencia es debida a que se forman atmósferas de
Cotrell, previamente a la realización del ensayo, entre estos átomos intersticiales y las
zonas de deformación de las dislocaciones.
Este esfuerzo (límite elástico superior) es el esfuerzo necesario para desanclar las
atmósferas (eliminar o desplazar las dislocaciones de esas zonas donde están
concentrados los átomos de soluto intersticial).
Para desanclar las atmósferas se requiere un esfuerzo mayor que si no estuvieran
actuando los átomos intersticiales. Por eso, una vez desancladas las atmósferas de
Cotrell, el esfuerzo necesario para mover las dislocaciones es menor.
El tramo ondulado de la zona de cedencia está asociado a la aparición de unas
marcas de deformación macroscópicas que aparecen en la zona de deformación de la
probeta y que se llaman bandas de Luders.
Estas bandas de deformación aparecen en un punto de concentración de
esfuerzos, generalmente en la zona de sujeción de las mordazas, y se van propagando a
35

36. lo largo de ese tramo ondulado hasta cubrir todo el tramo de deformación plástica
uniforme de la probeta (véase figura 29).
Cuando las bandas han ocupado toda esta zona, entonces continúa la
deformación plástica, es decir, que para seguir deformando la probeta hay que aplicar un
mayor esfuerzo.
Estas bandas de deformación corresponden al desanclaje de las atmósferas de
Cotrell. Se van desanclando primero las zonas donde hay menor concentración de
esfuerzos, y luego continúa por otras zonas. Cuando continúa la deformación plástica
(zona en rojo de la figura 29), las bandas de deformación desaparecen.
Este fenómeno es importante porque esta deformación también puede aparecer
durante el conformado de piezas de acero. El 40% del acero que se utiliza en el mundo es
ferrítico (%C=0,02%). Éste es el acero que se utiliza para la carrocería de los automóviles.
Las bandas de Luders aparecen en las carrocerías porque se hace estampación.
Partimos de una bobina de chapa laminada en frío (tiene dislocaciones). Si entre que se
hizo la laminación en frío de la chapa y el tiempo que estuvo almacenada se formaron
atmósferas de Cotrell, aparecerán las bandas de deformación. Para evitarlo se hace un
estirado previo. Ese estirado previo es suficiente para que no exista deformación en la
chapa.
Si volvemos a dejar la chapa en el almacén durante un tiempo más o menos
prolongado (pongamos por ejemplo dos meses) volverán a aparecer las bandas de
deformación. Este estirado previo hay que hacerlo justo cuando se vaya a realizar la
estampación (véase figura 30).
Traccionamos la probeta, hasta que al llegar a D la liberamos. La volvemos a
someter a un esfuerzo de tracción, con lo que el límite elástico es el mismo que en el caso
anterior (D).
(Figura 31): Si dejamos pasar tiempo entre estas dos etapas de tracción, se
forman atmósferas de Cotrell, y el límite elástico que obtenemos es mayor (F).
Concluimos que en el STRAIN AGING intervienen dos fenómenos: La acritud y la
presencia de atmósferas de Cotrell.
UNIDAD TEMÁTICA 2
EFECTO DE LA TEMPERATURA EN LOS MATERIALES METÁLICOS
1. RECRISTALIZACIÓN DE MATERIALES.
2. TERMOFLUENCIA.
3. CONFORMADO DE MATERIALES EN CALIENTE. CONFORMADO EN FRÍO.
RECRISTALIZACIÓN
A) la deformación en frío confiere acritud a los minerales metálicos. El estado
agrio supone un aumento de energía respecto a la del agregado policristalino no
deformado en frío. Las estructuras agrias tienden a evolucionar hacia otras con menor
número de dislocaciones.
B) Los cristales agrios no ceden espontáneamente su exceso de energía para
pasar a cristales regulares. Para ello se requiere una energía de activación, comunicada
por calentamiento externo, y un proceso de difusión de átomos a la temperatura de
calentamiento.
C) El tratamiento térmico para eliminar la acritud de un material metálico o
aleación, es el recocido contra acritud o recocido de recristalización.
D) Cuando un metal, suficientemente deformado en frío, es sometido a un
calentamiento adecuado, se recuperan paulatinamente las propiedades mecánicas que
presentaba el metal antes de la deformación.
36

37. El recocido de recristalización provoca un cambio de microestructura que
disminuye la dureza del material, el límite elástico y la resistencia a la tracción, aumenta
su ductilidad, e incluso cambia su estructura.
E) La recuperación plena de las propiedades está vinculada a la aparición de
una nueva estructura de granos regulares, formada a partir de la estructura agria. Esto
quiere decir que el cambio de microestructura que produce el recocido de recristalización
hace que desaparezca la estructura agria y que aparezca una nueva estructura formada
por cristales, sin defectos, que recibe el nombre de estructura recristalizada.
Para que aparezca esta estructura recristalizada, el recocido ha tenido que
superar una determinada temperatura, denominada temperatura de recristalización
primaria estática, que no es una temperatura constante en el material, sino que depende
del grado de acritud previo al recocido.
Ejemplo: El latón tiene granos equiaxiales; no es una estructura agria.
(Véase parte de atrás de la hoja 2.1). En la figura a, sabemos que el material ya
está deformado porque en la superficie del material aparecen bandas de deslizamiento. El
material es agrio, ya que son debidas a una gran cantidad de dislocaciones que afloran en
la superficie del material. Los granos están orientados en la dirección de máxima
deformación (es decir, están alargados, como se muestra en la figura 32). Tienen una
textura: orientación preferente de los granos dentro del agregado policristalino.
La figura b corresponde al inicio de la recristalización. Entre las figuras b y c,
desaparecerán las bandas de deformación. La figura c muestra los núcleos de los granos
recristalizados. En la figura d, continúa la recristalización hasta que todo el material está
formado por núcleos de recristalización. La figura e corresponde al crecimiento del
tamaño de grano de esos núcleos. Si a la vez que el grano está recristalizado
mantenemos el tiempo de ese recocido de recristalización, se produce un aumento del
tamaño de grano. La figura f indica la estructura final.
(Hoja 2.1 por delante). Antes de que se produzca la recristalización en el material,
existe un etapa previa a temperaturas que están por debajo de la temperatura de
recristalización, donde se da otro mecanismo (o fenómeno) que se denomina
restauración, y la etapa se denomina etapa de restauración.
La etapa posterior a la recristalización corresponde a un aumento del tamaño de
grano. Las propiedades mecánicas apenas varían.
En la etapa de restauración tampoco varían las propiedades mecánicas; en esta
etapa sólo se recuperan las propiedades eléctricas. Únicamente en la recristalización hay
una recuperación apreciable de las propiedades mecánicas del material.
Las tres etapas también se presentan para igual temperatura de tratamiento
térmico, pero en distinto intervalo de tiempo. Primero aparece la restauración, luego la
recristalización, y por último se produce un aumento del tamaño de grano.
(Fotocopia 2.2; Restauración): Es posible tener un recocido de restauración sin
llegar a recristalizar el material. Esto se puede conseguir a temperaturas por debajo de la
temperatura de recristalización, o bien realizando un tratamiento a temperatura de
recristalización durante poco tiempo.
Esta etapa se puede eliminar metiendo la probeta en un horno que se encuentre a
temperatura de recristalización. De esta manera la temperatura de la probeta se elevará
rápidamente. Esto se hace controlando la velocidad de calentamiento del material. De
todos modos, esta etapa no se puede eliminar totalmente, pero es factible conseguir que
su duración sea de unos pocos minutos.
Durante esta etapa no se modifica la estructura cristalina correspondiente al
estado agrio. Nos referimos a la orientación que adquieren los planos que forman la
estructura dentro de los granos.
37

38. Esa estructura cristalina se indica con la familia de planos que se orienta en la
dirección de máxima deformación del material.
Las texturas cristalinas se identifican con difracción de rayos X. El alargamiento de
los granos si que se aprecia.
i) Durante el recocido de restauración se observa un desprendimiento de
energía.
ii) Se produce una eliminación de tensiones internas. Macrotensiones:
Tensiones que se inducen en el material mediante esfuerzos mecánicos. Microtensiones:
Capas de deformación que hay justo en torno a las dislocaciones. El valor máximo de
todas las tensiones internas es el límite elástico.
iii) Se recuperan las propiedades eléctricas porque durante la deformación en
frío hay ciertas propiedades que habían variado, como la conductividad eléctrica (que en
un principio habría disminuido). Se obtienen los mismos valores de conductividad eléctrica
que había antes de la deformación en frío.
iv) La recuperación de las propiedades mecánicas es mínima.
Si en el material no hay aparentemente modificación de la estructura, entonces
habrá que preguntarse cómo es posible que se produzca variación de las propiedades del
material.
Realmente se produce una variación de la estructura, a través de un mecanismo
que se denomina poligonización. La poligonización es una reordenación de las
dislocaciones existentes, de manera que al final de la reordenación , existe una
disminución del contenido energético, porque se produce la anulación parcial de campos
de deformación de unas dislocaciones con otras (se contrarrestan en parte).
Las dislocaciones de borde se colocan unas debajo de otras, formando una
columna (como se puede apreciar en la figura 33). Este mecanismo requiere una
activación térmica.
Cuando tenemos muchas dislocaciones en el mismo plano, las dislocaciones del
mismo signo se repelen e impiden que se muevan. Con la activación térmica
conseguimos que la movilidad sea mayor y, sobre todo, conseguimos que se dé el
mecanismo de ascenso de dislocaciones, lo que permite una reorientación como la vista
en la figura anterior.
Síntesis: La poligonización activa el deslizamiento, y además consigue que se
produzca el mecanismo de ascenso de las dislocaciones.
Van a tener mayor facilidad para este mecanismo de poligonización aquellos
materiales que tienen elevada energía de defectos de apilamiento, como el aluminio. Otro
elemento importante que restaura con facilidad es la ferrita (Fe-α BCC).
Restauran con poca facilidad aquellos materiales con baja energía de defectos de
apilamiento (Ni, Cu y austenita [Fe], ambos FCC).
La nueva reordenación de las dislocaciones provoca en el material la aparición de
subgranos, que son la frontera (porciones dentro de un grano) entre dos zonas de un
cristal que tienen una desorientación entre sí menor de 10º. Estos subgranos se observan
mediante microscopía de transmisión.
Lo que realmente varía las propiedades es la aparición de estos subgranos, que
se forman debido al mecanismo de poligonización.
El defecto de apilamiento es una defecto que se define como una falta de
ordenamiento en la secuencia de planos compactos de un material.
ABCAB_ABC (desaparición de C)
Esto viene de que una dislocación perfecta de borde se separa en dos
dislocaciones imperfectas. Depende de la separación que hay entre dos dislocaciones
imperfectas.
38

39. Hay materiales donde ese defecto lleva almacenada poca energía, y otros donde
tienen una alta energía almacenada.
Al: 200 ergios/cm2
Ni: 80 ergios/cm2
Cu: 40 ergios/cm2
Au: 30 ergios/cm2
Latón-α: 20 ergios/cm2
Austenita: 13 ergios/cm2
Cuanto mayor energía asociada a este defecto más fácil es que el material
poligonice, porque durante la poligonización los defectos desaparecen.
Segunda etapa: Periodo de recristalización (fotocopia 2.3).
En esta etapa, debemos tener en cuenta la temperatura que es necesaria para
recristalizar el material, el tiempo que tiene que estar este material a esta temperatura, y
el grado de acritud previa del material.
Para un grado de acritud determinado en el material, para una temperatura
determinada y para un tiempo determinado, se produce recristalización primaria estática.
Esta temperatura depende del grado de acritud previa. Ese grado de acritud que es
necesario para la recristalización del material a esa temperatura se llama acritud crítica
para la temperatura T.
La temperatura de recristalización depende también del grado de pureza. A mayor
impureza de material habrá una mayor temperatura de recristalización. Para igual grado
de acritud, un metal puro tiene inferior temperatura de recristalización que para el mismo
material con impurezas.
A nivel industrial, la temperatura de recristalización se corresponde con
tratamientos de una hora de duración. La correlación entre tiempos y temperaturas es la
siguiente:
1/t=A*e-Q/(R*T)
Afecta mucho más la temperatura que el tiempo. Duplicar el tiempo de tratamiento
equivale a elevar la temperatura sólo unos pocos grados.
La temperatura de recristalización tiene que ver con la temperatura de fusión. La
recristalización no supone cambio de fase alotrópico (no hay fusión; no hay cambio de
estructura cristalina).
Lo que hay es un cambio de las propiedades y de la estructura (de granos libres
de defectos).
La temperatura de recristalización varía en la misma dirección que la temperatura
de fusión.
La estructura cambia a partir de la nucleación y crecimiento de los cristales
(granos) del material, que se produce gracias a la difusión atómica. Por eso es necesario
la activación térmica para que la difusión sea importante.
La temperatura de fusión es una medida de la rigidez del enlace, igual que el
módulo de Young. Un átomo difundirá más fácilmente cuanto más fuerte sea el enlace.
La recristalización es un proceso irreversible, ya que el estado de recristalización
es un estado de equilibrio. No se vuelve al estado agrio, a no ser que se deforme en frío.
Durante la recristalización se recuperan totalmente las propiedades mecánicas y
se produce un afino del tamaño de grano.
Cuando se ha producido la recristalización total del volumen del material, el
tamaño de grano es menor que antes de la deformación en frío.
Ese tamaño de grano irá aumentando si se mantiene la temperatura de
recristalización.
(Fotocopia 2.3 por detrás). Nucleación de granos recristalizados.
39

40. En la mayor parte de los casos la segunda etapa es un mecanismo de nucleación
y crecimiento (mecanismo que produce la recristalización).
En este mecanismo vamos a necesitar un tiempo de incubación para formar un
núcleo recristalizado, que es una porción de esa matriz que se encuentra libre de defectos
(sin dislocaciones). Estas dislocaciones desaparecen porque la activación térmica las
elimina.
Una vez que el núcleo se ha formado, el límite de grano se desplaza, y este
movimiento es debido a que los átomos de la matriz agria difunden y atraviesan la frontera
entre la matriz agria y la zona recristalizada, y se unen al germen de recristalización. Se
van incorporando nuevos átomos a la zona libre de defectos (véase la figura 34).
Los núcleos de recristalización se forman en zonas de alto contenido energético,
de alto desorden (como los límites de grano).
Si hay segundas fases en la matriz, también las zonas donde cambia la fase
(límites de fase) son zonas de alta energía. Lo mismo ocurre en las zonas de intrusión-
matriz.
Cuanta mayor sea la acritud para una temperatura de recristalización dada y para
un tiempo dado, mayor va a ser el número de núcleos de recristalización y, por lo tanto, el
tamaño de grano promedio de esa estructura recristalizada va a ser más pequeño. De
esto se deduce que la energía inductora de la recristalización es la acritud, ya que cuanto
mayor sea el número de defectos, mayor número de núcleos de recristalización se
formarán a una temperatura y tiempo determinados.
Influencia de los precipitados
De gran tamaño: Las interfases son incoherentes. Favorecen la nucleación y no
obstaculizan el crecimiento de los nuevos núcleos. El tamaño de grano será de micras. La
interfase es incoherente con la matriz, y es una zona de alto desorden (elevado contenido
energético), y por tanto favorece la nucleación.
De pequeño tamaño: Estos precipitados tienen un tamaño medio de nanómetros.
Estos precipitados se consiguen mediante un tratamiento térmico de bonificación.
Tienen interfases coherentes y semicoherentes, y por tanto campos de
deformación elástica elevados en el entorno del precipitado. Estos impiden el movimiento
de las dislocaciones, y por tanto impiden que el germen de interfase (límite de fase está
formado por conjuntos de dislocaciones), también llamado límite de germen recristalizado,
se desplace.
En cuanto a la nucleación, no se dan zonas de nucleación preferente, ya que al ser
coherente el precipitado, el límite entre el precipitado y la matriz no es un límite de fase,
por lo que no hay una zona de alta energía preferente para la nucleación.
Existen otros mecanismos de nucleación:
Nucleación de Beck: Empieza muy rápidamente, sin que se lleguen a formar
núcleos de recristalización. Simplemente, lo que ocurre es que algunos granos poco
agrios, que tienen muy pocas dislocaciones en su interior, desplazan sus límites y se
introducen en los granos contiguos más agrios, y en este desplazamiento, las zonas de
los granos contiguos “que se comen” quedan libres de deformación. Se dan en casos muy
raros. Se producen de manera conjunta con el fenómeno anterior si por sí sólo es capaz
de recristalizar el material.
En aleaciones que poligonizan con facilidad se produce otro mecanismo: La
recristalización no comienza de manera rápida, pero tampoco se ajusta al modelo clásico
de nucleación y crecimiento. Poligonizan con facilidad y por lo tanto forman subgranos
antes de alcanzar la temperatura de recristalización. Estos subgranos tienen un límite
formado por pocas dislocaciones que sirven para separar dos zonas cristalizadas con
orientación cristalográfica distinta.
40

41. A medida que sigue activando térmicamente el material, en las subjuntas de grano
cada vez se separan zonas de mayor desorientación, y cuando la desorientación supera
los 30º-40º, se convierten en núcleos de recristalización.
Nota: Estos dos últimos mecanismos no entran en el examen.
Textura de recristalización previa: Véase la definición en los apuntes.
Si el grado de deformación previo del material antes del recocido de
recristalización es moderado, y la temperatura de recristalización no es muy alta, los
granos no presentan orientación preferente, y por lo tanto no hay textura de
recristalización.
Por el contrario, si hay materiales que han sufrido una fuerte deformación en frío y
han sido recocidos a altas temperaturas de recristalización, o a temperaturas no tan
elevadas pero a tiempos muy prolongados, tenemos una fuerte textura de recristalización
primaria.
Leyes de la recristalización: (Fotocopia 2.4). Vamos a analizar la correlación que
existe entre la temperatura de recristalización y, el tamaño de grano recristalizado y el
nivel de acritud que presenta el material previamente a la recristalización, para un tiempo
de recristalización constante.
Es necesario una acritud mínima (crítica) para poder realizar la recristalización
primaria isotérmica de una aleación a la temperatura T. Es decir, no siempre hay
recristalización para una temperatura de recocido. Se necesita una acritud mínima. Si el
nivel de acritud no es suficiente para recristalizar, en las mismas condiciones y para
temperaturas y/o tiempos inferiores tampoco recristalizará, pero para temperaturas y/o
tiempos superiores puede ser puede ser o no que recristalice.
La fuerza inductora de la recristalización es la acritud.
Para una temperatura dada, el tamaño de grano cristalizado va a ser menor cuanto
mayor sea el grado de acritud previa. Como ejemplo, si tenemos dos muestras de una
aleación, una con un 20% CW (trabajo en frío), y otra con un 40% CW, a una temperatura
de 600ºC durante una hora, suponiendo que esta temperatura sea suficiente para
recristalizar, con el mismo tratamiento, tendrá menor tamaño de grano la muestra que
tenga mayor acritud, es decir, la que tiene un 40% CW.
Para materiales que poligonizan previamente a la recristalización (restauran),
puede ser que hayamos perdido mucha acritud en la etapa previa a la recristalización, es
decir, que la restauración puede llegar a inhibir el proceso de recristalización.
Supongamos dos muestras de distintos materiales (Cu y Al) con igual nivel de
trabajo en frío (40% CW). Si los sometemos al mismo recocido de recristalización a 600ºC
durante una hora, en principio diríamos que van a tener un mismo tamaño de grano
recristalizado. Lo que pasa es que el aluminio restaura con gran facilidad, y aunque la
temperatura aumente muy rápido, el material va a restaurar igual, y al final el tamaño de
grano va a ser mayor porque existirá menor grado de acritud.
Para un mismo grado de acritud, al aumentar el tiempo de tratamiento isotérmico,
disminuye la temperatura necesaria para poder recristalizar.
1/t=A*e-Q/(R*T)
Si la temperatura de recristalización es mayor, el material recristaliza antes, y
sobra energía que se engloba en la etapa de aumento del tamaño de grano. Supongamos
dos muestras del mismo material (Al)con 40% CW, sometidas a recocido de
recristalización durante una hora, una muestra a 600ºC y otra a 400ºC. Tendrá mayor
tamaño de grano el aluminio del primer caso porque está sometido a una temperatura
mayor.
La recristalización equivalente es aquella que se hace con el mismo recocido, a
igual temperatura y tiempo, y con el mismo grano recristalizado. La figura 35 muestra dos
probetas del mismo material con distinto tamaño de grano, uno con índice ASTM=2 y el
41

42. otro tiene índice ASTM=12. Se someten ambas a un recocido de recristalización a 600ºC
durante una hora. Para que tengan el mismo tamaño de grano habrá que realizar una
mayor deformación en frío en la muestra que tenga mayor tamaño de grano (por ejemplo
40% CW en la primera muestra y 20% CW en la segunda).
Esto se debe a que la formación de los núcleos de recristalización se origina en los
límites de grano, macla, etc. Cuanto mayor es el tamaño de grano, menor es la relación
entre la superficie del tamaño de grano por unidad de volumen.
La temperatura de recristalización disminuye con la pureza del material metálico.
Es distinto tener una muestra con 100% de contenido en Cu que tener otra con un 99,5%
Cu y 0,5% Al. Ésta última se considerará como impureza porque el Al se encuentra en
forma de solución sólida sustitucional. Esto endurece al material, porque genera en el
entorno del material campos de deformación elástica, que retrasa el movimiento de los
límites de grano recristalizados (retrasan la segunda etapa de la recristalización). Por eso
la temperatura necesaria para la recristalización es mayor.
Una vez finalizada la recristalización, el mantenimiento de la activación térmica
(temperatura), produce un aumento del tamaño de grano.
Nota: Este tema se estudiará por las fotocopias o por el libro de Pero Sanz.
Cinética de la recristalización primaria: La ecuación de Avrami (fotocopia 2.5)
relaciona el tiempo de recocido con la fracción volumétrica del material recristalizado (XV).
XV=1-exp(-B*tK)
B y K son constantes independientes del tiempo.
t es el tiempo de recocido de recristalización.
Si representamos XV frente al tiempo obtenemos una curva en forma de S.
Características:
- No aparecen granos recristalizados.
- La nucleación es la incubación de los gérmenes de recristalización.
- La curva tiene forma de S hasta llegar al 100% de la recristalización.
Se define por convenio que el tiempo de recristalización va a ser el necesario para
obtener el 50% de estructura recristalizada. En la mayor parte de los materiales la
velocidad de recristalización tiene que ver con la ecuación de Arrhenius.
La velocidad aumenta de forma exponencial a la temperatura. Siempre que
tenemos el término correspondiente a la ecuación de Arrhenius, exp[-Q/(R*T)], sabemos
que el mecanismo que subyace es la difusión atómica.
Cuanto más alta sea la temperatura de recristalización, el tiempo de nucleación
será menor, y también será menor el tiempo necesario para completar la recristalización
(fotocopia 2.5 por detrás).
El efecto de la temperatura influye en las dos etapas, tanto en la de incubación,
como en la de crecimiento de grano (se visualizan mejor en escala logarítmica).
La ecuación de Avrami no sólo sirve para la recristalización, sino que dicha
correlación entre XV y el tiempo valen también para cualquier otra transformación en
estado sólido, como por ejemplo para las transformaciones de fase.
Hay casos en los que la recristalización no sigue la ecuación de Avrami:
En aleaciones que poligonizan de forma importante antes de recristalizar, por lo
que se pierde acritud. La cinética de recristalización no sigue la ecuación de Avrami.
Cuando se dan circunstancias que alejan el sistema del sistema ideal en el que se
basa el modelo de Avrami. Este modelo ideal supone que el crecimiento de núcleos es
continuo y que se produce a igual velocidad en todas las direcciones.
Periodo de crecimiento de los granos recristalizados: (Fotocopia 2.4 por
detrás). Es la tercera etapa que aparece en los recocidos de recristalización. Si
mantenemos la temperatura un cierto tiempo después de haber terminado la
recristalización. Esto produce un aumento del tamaño de grano recristalizado.
42

43. Esto se hace para minimizar la relación: Superficie del límite de grano/Unidad de
volumen. Así, el contenido energético total del cristal será menor, consiguiéndose una
situación de mayor equilibrio.
Se observa que para una temperatura dada se alcanza un tamaño de grano de
equilibrio (el aumento de tamaño de grano se detiene), que es un tamaño de grano
estable.
Una vez alcanzado ese tamaño de grano de equilibrio, si aumentamos la
temperatura, el sistema vuelve a evolucionar hacia un tamaño de grano mayor. Este
nuevo aumento de tamaño de grano estará más favorecido a medida que los tamaños de
grano son más diversos (Véase figura 36).
En condiciones en las cuáles los puntos triples (correspondientes a la unión de
tres granos) tienen una separación de 120º, el contenido energético de los límites es
menor (véase figura 37).
En esa etapa de crecimiento del tamaño de grano, los granos grandes van a
crecer a expensas de los granos pequeños, que desaparecerán. Esto se debe a que los
límites de grano tienden a desplazarse hacia sus centros de curvatura.
En aquellas aleaciones que no poligonizan con facilidad, en esta etapa de
crecimiento de tamaño de grano se van a formar maclas de recocido. Estos límites de
macla van a tener un contenido energético muy bajo, del orden de un 5% del límite de
grano normal de la estructura. Entonces al sistema le resulta más fácil formar maclas de
recocido que reducir la superficie del límite de grano.
En las aleaciones que tienen elevada energía de defectos de apilamiento, el límite
de macla tiene una energía del 20% del límite de grano, y ya no es tan favorable formar
maclas desde el punto de vista energético.
Factores que impiden esta etapa de crecimiento del tamaño de grano:
1) Segregaciones en el límite de grano: Si en el límite de grano hay granos
segregados, éstos contribuyen a fijar el límite, impidiendo que se mueva, y por tanto
dificultan el aumento del tamaño de grano. Los átomos que se suelen segregar en los
límites de grano son los de pequeño tamaño (C, N, S,...).
2) Si tenemos texturas de recristalización primaria muy pronunciada también
se impide el crecimiento continuo en esta etapa.
3) Presencia de fases dispersas de pequeño tamaño.
4) Pequeño espesor de la muestra: A pesar de que la estructura inicial es
equiaxial, se produce un cierto alargamiento, que en estructuras de poco espesor de la
chapa, el diámetro medio de grano estará limitado por el tamaño (véase figura 38).
Este crecimiento de grano en la tercera etapa no es indefinido, porque para una
temperatura dada hay un tiempo para el cual se alcanza un equilibrio.
RECRISTALIZACIÓN SECUNDARIA
Hay un crecimiento discontinuo del tamaño de grano, debido a que existe una
fuerte inhibición del crecimiento continuo de grano.
Los granos secundarios no proceden de una nueva recristalización. Son granos
recristalizados que crecen desproporcionadamente a expensas de sus vecinos
(CRECIMIENTO CANIBALÍSTICO).
Suelen tener orientaciones cristalográficas que difieren mucho de la textura media
de recristalización primaria. El crecimiento de estos granos llega a producir una
pronunciada textura, que se denomina textura de recristalización secundaria (véase figura
39).
Para que se produzca es necesario sobrepasar una cierta temperatura mínima.
El tratamiento que elimina la acritud de los materiales es el recocido de
recristalización, pero también existe otro tratamiento, que es el recocido de restauración,
que produce un ablandamiento en la estructura agria, sin que ésta llegue a recristalizar.
43

44. Es un tratamiento viable solamente en aquellas estructuras que poligonicen con
facilidad. Las temperaturas de restauración son más bajas que las de recristalización, y el
tiempo suele ser más prolongado.
Es un recocido que se da normalmente entre etapas de deformación en frío.
DEFORMACIÓN A ALTA TEMPERATURA
(Fotocopia 2.13). Cuando hablemos de procesos de conformado por deformación
plástica, estaremos hablando de procesos de hechurado que cambian la forma del
material metálico por deformación plástica.
Lo que vamos a cambiar es la forma de una preforma metálica:
Forja: Es el proceso de conformado más antiguo. Consiste en martillear (golpear
sucesivamente) una preforma metálica. De esta manera se está aplicando un esfuerzo de
compresión al material.
Ahora, la forja se realiza mediante el empleo de una matriz o dado, a través de la
cuál aplicamos el esfuerzo de compresión. La preforma tomará entonces la forma del
hueco de la matriz.
Laminación: Consiste en pasar una preforma metálica a través de dos rodillos que
giran en sentidos opuestos, consiguiendo una reducción de espesor en el material. La
anchura prácticamente no varía, y como el volumen tiene que mantenerse constante,
entonces la longitud de la preforma se alarga. Si esa sección tiene más de 6mm de
espesor, se denomina lámina. Si el espesor es menor de 6mm se denomina hoja.
También se puede variar la forma de las preformas laminadas mediante un rodillo
especial, así no se parecen a las placas o a las hojas.
Extrusión: Consiste en introducir una preforma en forma de barra o lingote en un
contenedor, y aplicándole una presión por un lado, obligarla a fluir a través de un
conducto. Con este tipo de conformado obtenemos secciones huecas o sólidas que se
denominan “perfiles de extrusión”.
Trefilado: Consiste en forzar una varilla o alambre a pasar a través de una matriz
agujereada, aplicando un esfuerzo de tracción desde el extremo de salida. Así se
consigue reducir la sección de la varilla. Esta operación de conformado es la única de las
cuatro que se realiza en frío.
Si lo que se busca es reducir la sección de la varilla, y el endurecimiento es
consecuencia de esto, al proceso se le denomina trefilado.
Si lo que se busca es endurecer la varilla, y la reducción de sección es secundaria,
entonces se denomina estirado.
CONFORMADO EN CALIENTE
Consiste en someter al material a procesos de deformación drástica a elevadas
temperaturas. El material que va a ser conformado en caliente es un material que viene
generalmente de un proceso de solidificación, y por lo tanto la densidad de defectos es
baja (materiales poco agrios).
Por un lado se está induciendo deformación al material, debido a que se le somete
a una serie de esfuerzos de distinto tipo, y por tanto se está induciendo acritud en el
material. Por otro lado, y como consecuencia de la temperatura a la que se produce el
proceso, en el material se van a dar los mecanismos de restauración y recristalización
(que aparecían en los recocidos de recristalización), pero que aquí aparece en los
procesos de conformado, y cuando estos mecanismos aparecen de forma simultánea al
proceso de deformación plástica, se llaman restauración y recristalización dinámicas.
En el conformado en caliente compiten entonces dos mecanismos antagónicos.
Uno de creación de defectos (acritud), y otro de eliminación de defectos (recristalización y
restauración dinámicas).
44

45. Llega un momento en el cual se establece un equilibrio tal que, a partir de un
determinado nivel de deformación, al aplicar una tensión constante, el material se deforma
plásticamente sin adquirir acritud, y por lo tanto resulta más fácil deformar en caliente al
material que deformarlo e frío (véase figura 40).
En la deformación en frío hay que aumentar la tensión para seguir deformando el
material, mientras que en la deformación en caliente se puede deformar a tensión
constante.
En caliente, el material es más dúctil que en frío. Este conformado en caliente se
produce a una temperatura bastante elevada, normalmente superior a tres cuartos de la
temperatura de fusión (T≥0,75*TF). Se necesitan altas temperaturas porque solamente a
temperaturas superiores a la mitad de la temperatura de fusión tendremos el fenómeno de
autodifusión (difusión del átomo mayoritario en caso de solución intersticial) a velocidades
apreciables; es decir, que en los aceros, para que el hierro difunda de forma apreciable,
es necesario que T≥0,5*TF, y así se pueda producir la restauración y recristalización
dinámicas.
Restauración y recristalización dinámica: Cuando hablábamos de restauración
estática veíamos que el mecanismo que subyacía era la poligonización, que se basaba en
el ascenso de dislocaciones. En la restauración dinámica también tenemos esto,
generando subgranos, pero además, durante la etapa de restauración se produce una
desaparición de las dislocaciones de forma importante como consecuencia de la elevada
temperatura y de las fuertes tensiones que se aplican. Debido a este efecto cooperativo
se producen conjuntamente los mecanismos de deslizamiento normal y deslizamiento
cruzado que hacen disminuir el número de dislocaciones. Esto ayuda a disminuir el
estado tensional interno.
Esta restauración dinámica es mucho más efectiva que la estática porque además
de poligonización tenemos mecanismos de desaparición de defectos.
La recristalización dinámica es exactamente igual que la recristalización estática,
siguiendo los mismos mecanismos. Además, podemos obtener iguales niveles de
deformación aplicando una tensión mucho menor que en frío, y por tanto, con una menor
probabilidad de que el material se agriete (y rompa).
Cuando se producen conjuntamente estos mecanismos de acritud y de
restauración y recristalización dinámica, los resultados van a depender sobre todo de la
velocidad de deformación. Una curva de deformación se hace para temperatura y
velocidad de deformación constantes.
Para obtener velocidades de deformación elevadas podemos aumentar el valor de
la tensión para igual temperatura, o disminuir la temperatura a nivel de tensión constante.
Compararemos extrusión (que implica elevadas velocidades de deformación) con
laminación (que implica bajas velocidades de deformación) en materiales con elevada
energía de defectos de apilamiento (como la ferrita y el aluminio).
Tenemos que independientemente de la velocidad de deformación, se produce
restauración dinámica, es decir, que poligonizan con mucha facilidad, y por tanto, aunque
la velocidad de deformación sea elevada y haya poco tiempo para que poligonice, éste
tiempo es suficiente para que el material restaure dinámicamente en la zona de
deformación plástica.
Una vez pasada la zona de esfuerzos, el material sigue caliente. Si el material
restaura o recristaliza pasada esa zona de deformación, esto significa que el material
sigue teniendo acritud, ya que no la pierde totalmente durante el proceso de deformación.
El nivel de acritud con el que sale el material de la zona de deformación no es el
mismo. De hecho, en el material que menos tiempo ha tenido para poligonizar (eliminar
defectos), caso de la extrusión, pasa directamente a recristalizar (porque son más agrios).
45

46. Sin embargo en la laminación, se eliminan más defectos durante la restauración, y
por lo tanto su nivel de acritud es menor, por lo que es más difícil que alcance el nivel de
acritud mínimo para recristalizar, aunque la temperatura sea elevada.
Nota: La situación final del material tras el conformado en caliente es de un
material recristalizado, por lo que, si no recristaliza en una etapa, o tras un tiempo
posterior a la salida de esa etapa, se amplía el número de etapas para conseguir que el
material recristalice.
Para materiales con baja energía de defectos de apilamiento (mayor dificultad para
poligonizar), aquí es muy importante la velocidad del proceso.
Si tenemos una etapa de alta velocidad y altas tensiones de deformación, un
material de esta clase recristalizará dinámicamente, sin llegar a restaurar.
Sin embargo, si la velocidad del proceso es lenta, para esta clase de materiales
puede producirse restauración dinámica.
A la salida, lo normal es que recristalicen dinámicamente.
La restauración será dinámica porque el material tiene dificultades para
poligonizar, por lo que los fenómenos extra implicados en la restauración dinámica tienen
mayor relevancia.
En los procesos de deformación o conformado en caliente tenemos tres variables
implicadas: Las tensiones aplicadas, la velocidad de deformación y la temperatura de
conformado.
Existe una relación para estas variables que se denomina “Ley general del
comportamiento en caliente” (fotocopia 2.15):
A*(shα*σ)K=‫*غ‬eQ/(R*T)=Z
A la segunda parte de la igualdad se la denomina Z, y se llama parámetro de
Zener-Hollomon.
σ es la tensión constante para la cual el material se deforma sin generar acritud
(depende de la temperatura y de la velocidad de deformación).
El nivel de deformación del material tiene poca influencia. Una vez alcanzado el
equilibrio, un aumento elevado de la velocidad de deformación no implica un elevado
aumento de la tensión de deformación.
La ecuación que relaciona la tensión con la deformación en el conformado en frío
es la ecuación de Ludwick:
σV=K*εN
Para cada tensión de fluencia aplicada (constante) se puede despejar la velocidad
de deformación y ver la relación existente entre velocidad de deformación y temperatura.
También se obtiene la energía de activación del proceso.
El mecanismo último que subyace en la recristalización es la difusión atómica.
Cuando el tamaño de grano es muy pequeño, hay que tener en cuenta el diámetro
de grano, porque afecta a la correlación de las variables (fotocopia 2.15).
Síntesis: Para el conformado en caliente.
1) A temperaturas: T>0,75*TF.
2) Para deformaciones: 5>ε>0,2.
3) A velocidades de deformación: 10-2s-1<‫2-01*5<غ‬s-1.
(Fotocopia 2.16). Antes de alcanzar restauración y recristalización dinámicas existen
unas zonas de régimen transitorio, en las que hay que aumentar la tensión del
material, y por tanto la acritud.
A mayor velocidad de deformación mayor tensión de fluencia estacionaria y mayor
tensión en la zona transitoria habrá. Los valores de tensión en la zona transitoria se
mueven en el intervalo:
Re/50≤σTRANS≤ Re/5
46

47. Re/50: Para bajas velocidades de deformación y altas temperaturas, la zona transitoria
corresponderá a valores en torno a la 1/50 parte del límite elástico.
Re/5: Corresponde a los valores de la zona de tensión transitoria a bajas temperaturas y
velocidades de deformación elevadas.
Si mantenemos constante la velocidad de deformación y variamos las
temperaturas del proceso:
A mayor temperatura, para llegar a la misma velocidad de deformación, será
necesario aplicar menor tensión. El nivel de tensión en las dos zonas aumentará al
disminuir la temperatura.
Si tenemos recristalización dinámica las curvas son diferentes si se da la relación:
∂(Ln[Z]/∂ε)<2
La ecuación del conformado en caliente sirve también para la recristalización
dinámica, donde lo que varía es la energía de activación del proceso.
A mayor velocidad de deformación, para que la temperatura sea la misma, habrá
que aumentar la tensión.
Una vez que se alcanza un máximo de tensión se produce una pequeña caída de
ésta (debido al ablandamiento por recristalización dinámica), y después se alcanzará la
tensión de fluencia.
Cuanto menor es la velocidad de deformación hay más fluctuaciones en el
material. Esto se debe a la falta de homogeneidad del proceso.
Curva de restauración dinámica (Figura 41).
Tenemos una zona de aumento de la tensión hasta llegar a una zona de tensión
constante que es la tensión de fluencia en caliente.
En la curva podemos delimitar dos zonas: Una zona de transición y otra que es la
zona de fluencia en caliente.
Se produce la formación de subgranos (estructura de celdillas dentro de un grano
formada por apilamientos de dislocaciones), que provocan una disminución del contenido
energético del material (se contrarrestan los campos de deformación).
La formación de subgranos es el mecanismo que elimina los defectos. Al mismo
tiempo, debido a las tensiones, aumenta la densidad (el número) de dislocaciones. A
partir del valor de tensión de fluencia hay un equilibrio, y la densidad de dislocaciones es
constante. Tampoco hay formación de subgranos. La microestructura del material no
varía.
Los granos se alargan en la dirección de máxima deformación del material. Esto
significa que a lo largo de todo el proceso se mantiene la estructura agria del material.
Curva de recristalización dinámica (figura 42).
Desde el inicio de la deformación tenemos restauración dinámica (con formación
de subgranos). La recristalización empieza aproximadamente para un valor de
deformación en el material de un 70% del valor pico (deformación máxima).
Hay una zona de caída de tensión que va desde el 70% del pico hasta la zona de
tensión constante, en la que hay simultáneamente restauración y recristalización. La zona
de tensión constante corresponde a un proceso de recristalización.
En todas las zonas con restauración seguimos manteniendo las características
microestructurales del material (estructura agria), ya que no hay equilibrio en el material. A
partir de la zona de fluencia tenemos una estructura de granos recristalizados, equiáxicos,
con un tamaño medio constante.
Cuando lleguemos a la zona de tensión de fluencia, se alcanza el equilibrio para
un determinado porcentaje del volumen del material (es decir, no implica que se
produzca la recristalización del 100% de la estructura). En este estado estacionario el
material no adquiere acritud.
47

48. En el conformado en caliente, para llegar a una determinada reducción de la chapa
de partida, si el tiempo y la temperatura que tenemos entre dos pasadas de laminación en
caliente son suficientes, se sigue produciendo recristalización estática, sobre todo cuando
ya teníamos recristalización dinámica.
Si el tiempo o la temperatura entre dos pasadas son excesivamente elevados,
vamos a tener recristalización estática, y además un aumento del tamaño de grano. Esto
hay que controlarlo, ya que un excesivo tamaño de grano puede provocar una
disminución de las propiedades mecánicas del material.
TEMPERATURA EN LOS PROCESOS DE CONFORMACIÓN EN CALIENTE
(Fotocopia 2.16 por detrás). TCC>(2/3)*TF
A) LÍMITE SUPERIOR DEL TRABAJO EN CALIENTE.
Si un material funde a 1100ºC podríamos pensar que a mayor temperatura, menor
tensión habrá que aplicar, pero corremos el riesgo de acercarnos en exceso a la
temperatura de fusión del material. Este riesgo consiste en la aparición de zonas
segregadas de punto de fusión más bajo que el del material, que pueden fisurarse.
Segregación: Heterogeneidad en la composición química (véase figura 43).
En la figura 43, la fase α del primer líquido que solidifica tiene la composición m. El
material se sigue enfriando y cambia su composición a medida que solidifica . El líquido
tiene la composición de la línea de corte entre las zonas [α+L] y [L]. En la solidificación de
equilibrio, la fase α tiene la composición del punto k, correspondiente al límite de las
líneas de solvus, y el líquido tiene la composición del punto eutéctico.
En una solidificación real hay heterogeneidad de composiciones, debido a que no
hay tiempo suficiente para que se produzca una solidificación homogénea. A esta
heterogeneidad se la llama microsegregación porque los metales que tienen punto de
fusión más bajo tienden a desplazarse hacia la parte externa del grano (Véase fig. 44).
Estas zonas que tienen menor punto de fusión pueden fundir a menor
temperatura. Las zonas externas de los granos tienen entonces un punto de fusión más
bajo que las zonas más centrales. Si se utiliza una temperatura próxima a la del punto de
fusión se puede producir una fusión intergranular del material, y la consecuencia es que el
material funde en la zona intergranular y pierde su consistencia mecánica. A este
fenómeno se le denomina “quemado”.
Por eso se utiliza un cierto límite de seguridad. Si un material solidificase a
temperatura constante no se produciría esa microsegregación, debido a que transcurre
mucho tiempo, que es suficiente para que se produzca la solidificación homogénea del
material.
B) TEMPERATURA INFERIOR DE TRABAJO EN CALIENTE:
El límite de temperatura inferior es cualquier temperatura en la que se produzca
restauración y recristalización suficiente como para conseguir que el material se ablande y
no adquiera acritud. Depende sobre todo de la velocidad de deformación; es decir, (2) del
tiempo de permanencia a dicha temperatura. También depende del nivel o magnitud de la
deformación (1). Se necesita una acritud mínima para que aparezca restauración y
recristalización. Cuanto menor nivel de deformación mayor temperatura necesitaremos.
Cuanto mayor sea la velocidad de deformación habrá que utilizar una temperatura más
elevada.
DUCTILIDAD EN CALIENTE
Se define como ductilidad en caliente la “deformación máxima admisible en un
material sin que se produzca la rotura de éste”.
El material, a pesar de estar en equilibrio, se puede llegar a romper. Los ensayos
demuestran que esta ductilidad en caliente es prácticamente independiente de la
velocidad de deformación, y depende de la temperatura siguiendo la siguiente expresión:
εT=k*e-Q/(R*T)
48

49. εT Ductilidad en caliente del material.
Al hablar de ductilidad en caliente hay que tener en cuenta que hay determinados
factores que es un principio afectan poco a la resistencia mecánica en caliente del
material, pero que sin embargo influyen notablemente en la ductilidad.
FACTORES
Inclusiones: No afectan a los valores de tensión de fluencia, pero sí a la
ductilidad. Distinguimos inclusiones dúctiles e inclusiones frágiles. Las inclusiones dúctiles
no influyen en la ductilidad en caliente.
Influyen las inclusiones que son poco deformables, que generan huecos en la
intercara inclusión-matriz. Estos huecos son el origen de microgrietas que afectan a la
ductilidad del material.
Las inclusiones poco deformables son los aluminatos (en general), algunos
sulfuros y, normalmente, los óxidos.
Estructura bifásica: Una matriz con inclusiones no es una estructura bifásica. La
estructura bifásica es aquella cuyos granos están constituidos por dos fases diferenciadas
(véase la figura 45). Como ejemplo están los aceros “duplex” austenoferríticos.
Las intercaras entre las dos fases son zonas de nucleación de microgrietas, que se
pueden propagar y llevar a rotura al material.
Segregaciones: Afectan a la ductilidad en caliente si no se controla la temperatura
correctamente, ya que se puede producir fusión intergranular.
Mejoras del conformado en caliente en la estructura bruta de solidificación.
Heterogeneidades.
En esta estructura bruta de solidificación, que es la que se consigue cuando se
solidifica el material en una lingotera (Longitud>>Diámetro), vamos a estudiar las mejoras
que se le pueden realizar al proceso de conformado en caliente.
En la lingotera, la estructura es de granos equiáxicos en el borde. Tenemos
también una estructura columnar profunda hacia el interior, con granos alargados y
direccionados, y finalmente nos encontraremos con granos equiaxiales en la zona central
de la lingotera (véase figura 46).
Tenemos ciertas heterogeneidades físicas debido a esa estructura bruta de
solidificación.
La primera heterogeneidad física es la estructura columnar, que produce mucha
anisotropía en las propiedades físicas del lingote.
Otra heterogeneidad física son los micro-rechupes, que son rechupes a nivel
microscópico que aparecen entre los límites de grano. Se deben a que los líquidos
contraen al solidificar, reduciendo su volumen (la densidad aumenta al disminuir la
temperatura). A esa oquedad o agujero debida a la contracción del material al solidificar
se le llama rechupe, que puede ser macroscópico, o estar repartido a lo largo de toda la
estructura en forma de micro-rechupes. Estos rechupes siempre quedan alojados en la
última zona a solidificar, tanto a nivel macroscópico (centro del lingote), como
microscópico (centro de cada grano).
Las sopladuras son agujeros que quedan en la estructura del material solidificado
debido a los gases que han quedado retenidos durante la solidificación, y suelen ser
esféricos. A veces se ven de manera macroscópica y otras veces se ven de manera
microscópica.
También están las grietas internas en el material, como consecuencia de las
tensiones que se producen dentro del material durante la solidificación.
Heterogeneidades de tipo químico:
Microsegregaciones: Aparecen en la estructura bruta del material.
Segregación inversa: Es una segregación macroscópica que se suele producir en
el centro de la lingotera.
49

50. CONFORMADO EN CALIENTE
(Véase fotocopia 2.17). Al producir el conformado en caliente del lingote,
estudiaremos como eliminar parte de esas heterogeneidades físicas y químicas,
mejorando así la estructura bruta de solidificación.
En primer lugar vamos a homogeneizar químicamente la estructura de colada.
Elimina parte de la microsegregación que aparecía cuando en la solidificación no había
tiempo suficiente para homogeneizar la composición, además de aumentar el tiempo al
aplastar los átomos para que difundan con más facilidad.
La macrosegregación no se elimina durante el conformado en caliente.
Cuando la microsegregación es muy extensa y el conformado en caliente no es
suficiente, será necesario realizar un recocido de homogeneización al lingote, a una
temperatura próxima a la temperatura de fusión del material.
Una segunda mejora sería la soldadura de cavidades (sopladuras, micro-
rechupes), que no se pueden eliminar mediante el conformado en frío (véase figura 47). Al
ser un conformado en caliente, la pegadura sirve como núcleo de recristalización donde
crece un grano recristalizado que elimina las oquedades.
Esto se va a producir así siempre que las paredes no estén oxidadas, porque
estas oquedades impiden esa soldadura. Esto se produce en oquedades que quedan al
aire libre. Los huecos externos tienen problemas para soldarse. Los internos sueldan bien.
La tercera opción no es una mejora (orientación de los precipitados e inclusiones
en la dirección del conformado), sino una consecuencia del conformado en caliente.
La estructura a la que da origen la orientación de estos precipitados intermedios y
a las inclusiones se denomina “FIBRADO DE FORJA”. Con esta estructura no tendremos
las mismas propiedades en todas las direcciones.
Las inclusiones duras, no dúctiles, se rompen y no se alargan, por lo que no dan
lugar a este fibrado de forja.
La cuarta mejora, es que los granos columnares se destruyen y afinan, al
recristalizar en nuevos granos equiáxicos más pequeños. Una estructura columnar
produce anisotropía en las propiedades.
En conjunto todas estas mejoras en la estructura de solidificación conllevan que
aumente la ductilidad y la tenacidad del material si lo comparamos con la estructura bruta
de solidificación.
Desventajas del conformado en caliente
1) La parte externa de los materiales se suele oxidar debido a la afinidad de
estos materiales por el oxígeno a altas temperaturas.
En los aceros es muy importante el proceso de decarburización, que significa que
el acero pierde carbono de su superficie más externa, carbono que difunde y tiende a salir
a la atmósfera.
En función del contenido en carbono, la estructura del acero va a ser muy distinta.
Como consecuencia de esto las propiedades mecánicas también van a cambiar.
2) Es necesario admitir tolerancias dimensionales para dilataciones y
contracciones, ya que el material, además de dar forma (proceso de conformado) también
hay que controlar las dimensiones (tamaño) de la chapa resultante al enfriar.
3) Siempre, la deformación en la parte más externa de la estructura será
mayor que en la zona interna. La distribución de tensiones no es homogénea.
Al tener más deformación en la parte más externa, habrá en esa zona una mayor
acritud. Cuando se produce recristalización de toda la estructura, el tamaño de grano, que
depende de la acritud, no será constante a lo largo del espesor de la pieza conformada
(será más pequeño en la parte más externa, como se muestra en la figura 48).
4) Además, la parte interna permanecerá a mayor temperatura durante un
tiempo superior a la parte superficial. Esto contribuye a aumentar el tamaño de grano en
50

51. la parte interna del material, y que en la superficie quede un tamaño de grano más
pequeño.
5) El fibrado de forja confiere una anisotropía de las propiedades en las
direcciones longitudinal y transversal.
CARACTERÍSTICAS DEL CONFORMADO EN FRÍO
En la fotocopia 2.18 se explican los cambios que induce el conformado en frío.
Veremos la correlación que se puede establecer en la curva tensión-deformación
para el conformado en frío.
Para la curva de σ-ε (figura 49) se establece en la zona de deformación plástica
homogénea una correlación entre σV y εV (valores reales o verdaderos), que es la
ecuación de Ludwick:
σV=K*(εV)N
Donde N es el coeficiente de endurecimiento por deformación.
Para deformar en frío un material interesa que N sea elevado, porque cuando n es
elevado, debido a los esfuerzos que se están aplicando, un poco después de empezar la
estricción, el material se endurece mucho en esa zona, experimentando una importante
consolidación, de tal manera que la deformación no prosigue en esa zona, sino que se
traslada a zonas contiguas, como se puede observar en la figura 50.
Cuando una zona sufre una fuerte deformación, al endurecerse dejará de
estrecharse (la estricción se detiene), y ese estrechamiento comenzaría a producirse en la
zona contigua. Si N fuese pequeño, el material se estrecharía cada vez más en la misma
zona, hasta llegar a romper.
En laminación ocurre esto (figura 51): Queremos que la deformación plástica sea
homogénea. También ocurre en la forja. Como se puede apreciar en la figura 51, el
material se mueve por el giro de los rodillos. La zona que está entre los rodillos se
ablanda mucho, y por lo tanto dejaría de moverse y la deformación proseguiría en esa
zona. Para evitar esto el material se endurece cuando se está deformando. La
deformación pasaría entonces a la zona contigua, que estará pasando entre los rodillos
en ese instante.
VENTAJAS Y LIMITACIONES
1) Podemos dar forma al material y endurecerlo al mismo tiempo.
2) Si lo comparamos con el proceso de conformado en caliente, las
tolerancias dimensionales son mejores. Por ejemplo, las tolerancias dimensionales para la
laminación en caliente son del orden del 2-5%. Para el laminado en frío, donde
controlamos el espesor, las tolerancias varían entre 0,5-1%.
3) Hay que tener cuidado con los materiales de estructura HC (Hexagonal
compacta) porque admiten muy poca deformación en frío. Un material que se extruye muy
bien es el aluminio, porque poligoniza con facilidad y restaura, consiguiendo eliminar
defectos muy fácilmente.
La deformación en frío no se produce a temperatura ambiente, sino que se hace
muy por debajo de la temperatura de cohesión del material. El calor que activa la
poligonización es el producido por la fricción entre al metal y la matriz por la que tiene que
fluir. En el caso del aluminio es suficiente para que se inicie la poligonización.
Por una parte interesa que el material se endurezca un poco para que la
deformación sea homogénea, pero por otra parte no es conveniente que sea muy duro
porque habría que aplicar mucha tensión para conformarlo.
4) Veremos como afecta el %CW (Cold Work) a las propiedades del material. Al
endurecer por solución sólida sobresaturada la conductividad eléctrica disminuye mucho.
Con el CW la conductividad eléctrica se mantiene aproximadamente constante.
51

52. La ductilidad disminuye con el trabajo en frío, porque todos los mecanismos que
endurecen al material, a excepción de la reducción del tamaño de grano, disminuyen su
ductilidad.
La resistencia a la corrosión disminuye con el CW porque todos los defectos que
induce el CW en la superficie del material son zona preferente para la formación de
defectos del tipo de picaduras, sopladuras, etc.
5) Otra característica es que no se produce decarburización ni oxidación
superficial. El óxido de una chapa de la laminación se elimina mediante una limpieza
superficial con un ácido (decapado), o bien con un mecanizado.
6) El material entre distintas etapas de deformación en frío se va
endureciendo y puede llegar a un momento en que rompa (véase figura 52).
Para evitar llegar a rotura se intercalan recocidos contra acritud en las distintas
etapas para ablandar un poco al material. A veces el último recocido es de restauración
para que el material tenga cierta dureza. Es más interesante terminar con una etapa de
deformación si queremos controlar el endurecimiento, porque los recocidos son muy
sensibles a los cambios de temperatura, que producen ablandamientos distintos en las
diferentes zonas de la chapa. En los hornos industriales es muy difícil controlar la
temperatura con precisión
Por eso es más difícil controlar el recocido que controlar el endurecimiento en la
etapa de deformación.
7) Conducta anisotrópica (distinto valor de las propiedades) en la dirección de
máximo esfuerzo. A veces interesa tener mejores propiedades mecánicas en una
determinada dirección. Por ejemplo, tener tensiones residuales es muy interesante para la
resistencia a la fatiga. En laminación, las tensiones residuales de compresión son muy
buenas para evitar la fatiga.
8) Algunos procesos de conformado pueden realizarse sólo si se realiza la
deformación en frío, como el trefilado, porque necesitamos que exista ese endurecimiento
que se produce durante la deformación en el material para evitar que se rompa a la salida.
La tensión a la salida tiene que ser inferior al valor del límite elástico que ha
adquirido el material. Esto sólo se consigue si se cambia su límite elástico (se endurece).
Si eso no ocurre el material se rompería a la salida.
9) (Fotocopia 2.19). El efecto de la textura cristalográfica es consecuencia de
que los granos se alarguen. Esos cristales se orientan en la dirección de máxima
deformación.
En el caso de la laminación, la textura cristalográfica se define en función de los
planos que son paralelos a la superficie de laminación y direcciones de máxima
deformación.
Textura cúbica: El plano (0 0 1) queda paralelo a la superficie de la chapa, y la
dirección 1 0 0 es la dirección de máxima deformación.
Textura de Goss: Plano (1 1 0) paralelo a la superficie de la chapa. Dirección 0 0 1
es dirección de máxima deformación.
Textura “fibra”: Plano (1 1 1) paralelo a la superficie de la chapa. No hay ninguna
dirección en concreto alineada con la dirección de máxima deformación.
Esto es importante porque produce anisotropía de propiedades en el material, que
en algunos casos se utiliza para determinadas aplicaciones.
La textura cristalográfica se determina por difracción de rayos X.
Nota: La textura cristalográfica es distinta al fibrado de forja (véase definición).
Consúltese también la tercera hoja de ejercicios del anexo, con los dos ejercicios
correspondientes a este tema.
DEFORMACIÓN Y ROTURA POR TERMOFLUENCIA
52

53. Es un mecanismo de fallo por rotura de los materiales. La mayor parte de los
materiales metálicos no se pueden utilizar para aplicaciones estructurales cuando su
temperatura se eleva por encima de 0,5-0,6*TF porque se deforma plástica e
intergranularmente, llegando a producirse la rotura.
Los materiales estructurales están sometidos generalmente a cargas por debajo
del límite elástico. En este caso se produce deformación plástica permanente a cargas por
debajo del límite elástico de los materiales.
A esta deformación plástica e intergranular dependiente del tiempo que se da en
materiales por debajo de su límite elástico se denomina termofluencia o creep (fotocopia
2.6).
En la figura 53 observamos que en las curvas hay dos tramos con pendientes
distintas. Un tramo asociado a rotura por deformación transgranular, con tiempos de
rotura pequeños. Un segundo tramo, con distinta pendiente, que corresponde a tensiones
más bajas y, por tanto, a tiempos de rotura mayores. El tipo de deformación será
intergranular.
La termofluencia se da para condiciones de baja tensión y largo tiempo a elevadas
temperaturas. La temperatura a partir de la cual este efecto empieza a producirse
depende del tipo de material.
En los materiales metálicos se da a temperaturas que están por encima de la
temperatura equicohesiva, que es la temperatura a la cual, a lo largo del límite de grano,
la cohesión es igual que a lo largo del grano, que puede ser 0,4-0,5-0,6*TF, dependiendo
del material.
Se va a dar siempre que tengamos una temperatura para la cual el límite de grano
es menos resistente que el interior del grano. La superficie de rotura en este tipo de fallo
será de tal manera que en el interior de grano no habrá descohesión entre los planos.
En los materiales cerámicos también se produce la termofluencia, pero se
producirá a temperaturas un poco más elevadas, del orden de 0,4*TF a 0,7*TF.
En muchos de los polímeros se produce termofluencia a temperatura ambiente.
Este tipo de fallo es muy complejo, y en él intervienen distintos mecanismos de
deformación y depende de la tensión a la que está sometido el material, la temperatura, la
velocidad de deformación y el tipo de material.
Termofluencia=f(T,σ,ε,material)
ENSAYOS DE TERMOFLUENCIA
Los ensayos de termofluencia requieren un dispositivo en el cual se puede
someter a un material a tensión, elevando la temperatura y midiendo la deformación
existente para el mismo tiempo.
Se suele realizar con un ensayo de tracción, con el mismo tipo de probetas pero
en distinto horno, a temperatura constante y tensión constante, midiendo la deformación
con el tiempo. También se pueden hacer ensayos a compresión (para materiales
cerámicos). Para los materiales metálicos normalmente se hace a tracción. La resistencia
a la termofluencia es independiente de la dirección de aplicación de la carga para la
mayor parte de los materiales.
Para el ensayo a tensión constante se obtiene información sobre los mecanismos
de deformación. Normalmente se hacen ensayos acelerados, es decir, para elevadas
tensiones, superiores al límite elástico, y a partir de los datos obtenidos, se extrapola la
información para tensiones más bajas (y velocidades de deformación más bajas también).
53

54. Curva de termofluencia (Página 2.6): Representa la deformación (ε) frente al
tiempo de rotura del material. Se hace para valores de tensión inferiores al límite elástico.
Se produce una deformación instantánea nada más aplicar la carga. Esta
deformación es fundamentalmente elástica.
En la figura 54 se observan tres zonas diferenciadas. La primera zona es la zona
de fluencia primaria o transitoria, donde se observa que la pendiente de la curva
disminuye con el tiempo, es decir, hay una velocidad de fluencia decreciente. Esto nos
hace suponer que en el material, los mecanismos de deformación que existen están
generando acritud (el material se endurece por deformación).
La segunda zona es la zona de fluencia secundaria o estacionaria en la cual la
deformación es lineal con el tiempo, y la pendiente es constante. Esto indica que se está
produciendo por una parte endurecimiento estructural y por otro hay un mecanismo que
ablanda el material en caliente (restauración y recristalización), y por lo tanto se produce
un equilibrio entre estos dos mecanismos antagónicos.
La tercera zona es la zona de fluencia terciaria. Se caracteriza porque la parte de
la curva aumenta su pendiente. Esto implica un aumento de la velocidad de deformación
en esa zona hasta llevar al material a rotura, para un determinado tiempo. Se observa
que en esta etapa aparecen en el material cambios estructurales, como separación del
límite de grano, formación de fisuras internas, cavidades, huecos...
En el caso de materiales metálicos sometidos a ensayo de tracción puede
aparecer estricción. Esto supone una disminución de la sección, que produce un aumento
de la tensión aplicada en esa zona, y esto hace que aumente la velocidad de
deformación.
Hay dos parámetros que interesan desde el punto de vista del diseño, que son el
tiempo hasta llegar a rotura y la velocidad de fluencia estacionaria (velocidad en la zona
estacionaria).
La utilización de un parámetro u otro depende de la utilización de ese material.
Podemos distinguir dos situaciones extremas: Aplicaciones de vida larga y aplicaciones
de vida corta.
En aplicaciones de vida larga el parámetro de diseño es la velocidad de fluencia
estacionaria, para saber si la deformación que va a sufrir está por encima del nivel de
deformación máximo admisible para esa aplicación.
En aplicaciones de vida corta nos interesa conocer el tiempo de fallo, para ver si el
tiempo de fallo es superior al tiempo para el cual se ha diseñado el componente, teniendo
en cuenta que en este caso la velocidad de deformación tiene que ser lenta.
Influencia de la tensión y temperatura en la deformación por termofluencia
(fotocopia 2.8 por detrás): Si observamos la curva de fluencia en distintas condiciones de
tensión y temperatura, observamos que a medida que aumenta la temperatura o la
tensión, aumenta la deformación instantánea y la velocidad de deformación estacionaria,
disminuyendo el tiempo de fallo. Para temperaturas por debajo de 0,3*TF la ε es
independiente del tiempo.
Fotocopia 2.8 por delante. Ley General: Existe una ley que correlaciona σ con ‫ غ‬y
con la temperatura, que es la ley general del comportamiento en caliente. Esta ecuación
también sirve para la termofluencia cuando la deformación es pequeña.
Si α*σ<0,8 sh(α*σ)≈α*σ
‫=غ‬B*σK*e-Q/(R*T)
Si queremos analizar más en detalle el efecto de la tensión, fijamos la temperatura
(tomando logaritmos, como muestra la figura 55), y queda:
‫=غ‬B*σN
De cada una de estas rectas obtenemos un valor de N, que va de 1 a 5. Los
resultados de termofluencia se representan normalmente de dos formas: Mediante curvas
54

55. σ-‫( غ‬velocidad de fluencia estacionaria), y mediante curvas σ-Tiempo de rotura. Estas
curvas se realizan para distintas temperaturas.
σ-‫ غ‬Para cada temperatura hay un valor de N distinto. Hay una correlación entre
el valor de N y el mecanismo de deformación. Se han propuesto distintos mecanismos de
deformación, que cada uno conduce a un valor teórico de N, y luego los valores
experimentales de N se comparan con los teóricos y se ve si para esas condiciones de
tensión y temperatura ese mecanismo es adecuado.
Una vez obtenida esta información se elaboran unos mapas de mecanismos,
donde tenemos determinadas zonas en las cuales existe un mecanismo determinante
(fotocopia 2.7 por detrás).
(Tª/Tª de fusión) Tª Homóloga
También se pueden determinar dentro de estos diagramas las velocidades de
fluencia.
Estos mapas están hechos para un tamaño de grano constante. Estos mapas son
interesantes porque:
Aparecen tres parámetros: Conociendo dos de los parámetros podemos calcular el
tercero (Tª, σ y ‫.)غ‬
Conociendo el mecanismo de deformación para una determinada temperatura y
tensión, es posible diseñar modificaciones en el material dirigidas a mejorar su resistencia
a la fluencia.
Mecanismos de deformación (página 2.6 detrás):
El mecanismo de deformación en frío se basa en el movimiento de dislocaciones.
1) Deslizamiento de dislocaciones.
2) Fluencia de dislocaciones: Existe un movimiento de planos al mismo tiempo
que se produce el movimiento de las dislocaciones.
3) Depende del tamaño de grano (b Vector de Burgers; d Coeficiente de
autodifusión).
4) A. El límite desliza en la dirección propia (del límite de grano).
B. Migración: El deslizamiento es perpendicular al límite de grano.
C. Formación de pliegues.
El conocimiento del mecanismo de deformación es muy importante en el diseño,
porque permite estudiar como mejorar las propiedades del material.
Parámetro de Larson-Miller de extrapolación de resultados
Véase anexo (Larson-Miller) y fotocopia 2.9.
Existe un método de extrapolación de resultados que es el denominado parámetro
de Larson-Miller. Se comprueba experimentalmente que cuanto mayor es la velocidad de
deformación estacionaria (‫غ‬S), menor es el tiempo de rotura. Por lo tanto vamos a admitir
que la ‫غ‬S es proporcional al tiempo de fallo.
Suponiendo una tensión σ=σ1 constante y tomando logaritmos decimales
obtenemos los resultados que se exponen en la fotocopia 2.9:
T*[C+log(tfallo)]=(Q/R)*log(e)=LM
El parámetro de Larson-Miller (LM) es la correlación, para cada tensión, entre la
temperatura a la cual realizo el ensayo y el tiempo de fallo.
Este parámetro permite realizar el ensayo a elevadas temperaturas para acelerarlo
y extrapolar los datos obtenidos para el caso real a temperaturas inferiores.
Esto sólo es válido para materiales metálicos.
Véase el ejercicio de LM en el anexo de ejercicios correspondientes.
MATERIALES RESISTENTES A LA TERMOFLUENCIA
En un material que resista bien este tipo de mecanismo de fallo se busca sobre
todo la resistencia al flujo a través del límite de grano. Eso se consigue teniendo un
tamaño de grano muy grande, de modo que la superficie del límite de grano sea menor.
55

56. Un ejemplo típico es cómo esta consideración se ha tenido en cuenta para el diseño de
álabes de turbina (véase fotocopia 2.11 por detrás).
Inicialmente se obtenía un material policristalino por fundición. Primero se buscó el
crecimiento de cristales columnares. El molde donde se vierte el metal líquido está
cubierto por un material que aguanta el calor, de forma que sólo se enfría la superficie
inferior, de modo que el crecimiento de grano es direccional, igual que el flujo de calor.
Los primeros gérmenes que solidifican lo hacen en la pared inferior. A medida que
se va levantando la campana refractaria se favorece el crecimiento de granos columnares.
Una vez que hay formados varios cristales colummnares, se deja pasar a través de
un cuello un único grano, de forma que sólo crece un cristal, formándose un álabe
compuesto por un monocristal.
Una segunda forma de luchar contra el creep es utilizar materiales con
temperatura de fusión muy elevada, de forma que la temperatura equicohesiva sea
también muy elevada (metales refractarios). Los problemas que presentan es que son
muy caros, en general difíciles de conformar debido a su fragilidad, y además tienen que
ser resistentes a la corrosión a las temperaturas a las que se va a usar ese material.
La tercera forma de luchar contra la termofluencia es aumentar la resistencia del
material. Se comprueba experimentalmente que un aumento de la resistencia del material
(a baja temperatura) aumenta también la resistencia a la termofluencia, aunque si bien no
hay una relación clara que lo demuestre. Esto sólo se produce para ciertos mecanismos:
Endurecimiento por solución sólida (funciona en materiales FCC, que son los
más reistentes a la termofluencia). Esto se debe a la existencia de los defectos de
apilamiento. Se ha comprobado experimentalmente que ‫غ‬S, en los materiales FCC es:
‫غ‬S=A*D*γ3,5*(σ/E)5
A: Constante del material.
D: Coeficiente de autodifusión.
E: Módulo de Young (es medida de las resistencia del enlace del material).
γ: Energía de defectos de apilamiento.
σ: Tensión aplicada.
Para tener una elevada resistencia a la termofluencia (baja velocidad de
deformación) interesa que D y γ sean pequeños, mientras que el valor de E debería ser
elevado.
La aleación se hace buscando que el conjunto tenga un bajo valor de γ.
Trabajo en frío.
Tratamientos termoquímicos de endurecimiento superficial, como por
ejemplo, la cementación.
Añadir una dispersión de óxidos a la aleación, que es el mecanismo más eficaz,
debido a que esas partículas funden a temperaturas en torno a los 2000ºC.
Los duraluminios no son resistentes a la termofluencia debido a que se forman a
bajas temperaturas.
Ver tabla 4 de la hoja 2.10.
SUPERPLASTICIDAD
Es un comportamiento de determinados materiales a temperaturas elevadas, en el
que sometidos a unos esfuerzos de tracción (no muy elevados), se deforman muchísimo,
dando lugar a alargamientos del orden del 1000%.
Se ha estudiado para buscar un mecanismo de conformación especial para que se
den estas condiciones de alargamiento (se obtuvo accidentalmente). Se dan para las
siguientes condiciones:
1) Temperaturas por encima de 0,5*TF.
2) Materiales con granos muy pequeños y equiaxiales.
56

57. 3) σ y ‫ غ‬no tan elevados como en el conformado normal ni tan pequeños como la
deformación por creep.
57