Tesis Druker 2009

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Desarrollo de texturas y tratamientos termomecánicos en aleaciones Fe-Mn-Si con memoria de forma 1

Facultad de Ciencias Exactas, Ingeniería y Agrimensura

Universidad Nacional de Rosario

Doctorado en Ingeniería,

mención en Ciencia de los Materiales

DESARROLLO DE TEXTURAS Y TRATAMIENTOS

TERMOMECÁNICOS EN ALEACIONES Fe-Mn-Si

CON MEMORIA DE FORMA

Tesis presentada por: Ing. Ana Velia Druker

Director: Dr. Jorge Malarría Co-director: Dr. Raúl Bolmaro

Abril 2009


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Agradecimientos

Pude realizar esta tesis gracias al respeto y la colaboración de muchas personas:

compañeros de trabajo: docentes, investigadores, “aprendices” de investigadores, técnicos …

con los que sigo aprendiendo cada día

gente de la industria … que siempre me abre las puertas

Alberto Baruj, Mike Stout, dos grossos

mis amigos, en particular el grupo “ingenieras + 1” que me pone la oreja y me alienta

Y a Jorge y Raúl, ejemplos de personas. A ellos, que generosamente creyeron que yo podría,

que me enseñaron un mundo nuevo y fascinante, y ayudaron a templar mi espíritu, con la

propuesta de cada nuevo ensayo, muchas gracias!.

A mi familia, mi clan, por su amor, su confianza, su paciencia


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Resumen

Este trabajo comprende un amplio estudio sobre el comportamiento memoria de forma de dosaleaciones ferrosas, de composición química Fe-30Mn-4Si (30Mn), y Fe-15Mn-5Si-9Cr-5Ni (15Mn). Los

materiales fueron sometidos a una variedad de tratamientos termomecánicos, consistentes en laminados

y recocidos a distintas temperaturas. El nudo de la investigación se enfoca en el análisis de los dos

factores que más influyen en el Efecto Memoria de Forma: la textura y la microestructura.

Mediante difracción de rayos X y de neutrones, encontramos que la aleación con 30Mn,

laminada a 600ºC seguido de recocido a 650ºC, desarrolla en las capas superficiales, una débil

componente de textura de corte, cercana a la ideal , en la dirección de laminación, debido a los

efectos de inhomogeneidad en la deformación plástica. Obtuvimos el mismo resultado en la aleación15Mn, laminada a 800ºC y recocida a 650ºC. Las componentes de corte son las primeras que

desaparecen de la austenita cuando las muestras son traccionadas, lo que indica que transformaron a

fase martensita. Estas chapas presentaron los mejores grados de recuperación de forma (GRF), entre los

casos estudiados de ambas aleaciones. Para obtener capas cizalladas más intensas y profundas,

ensayamos varias modificaciones al proceso de laminación.

Simultáneamente analizamos la microestructura mediante microscopía electrónica de

transmisión, y encontramos grandes diferencias debidas al efecto de la temperatura de laminado, el grado

de deformación, el modo de laminación, la temperatura de recocido y la energía de falla de apilamiento(SFE) de ambas composiciones. En la 15Mn se observa una cantidad de fallas de apilamiento, núcleos

de martensita εd, como consecuencia de su menor SFE. En las aleaciones 30Mn, la descomposición en

dislocaciones parciales resulta algo limitada. Además, la estructura de dislocaciones resultante de ciertos

laminados, actúa sobre la formación y el movimiento de estas dislocaciones parciales, afectando el

crecimiento de placas de martensita. Cuando los recocidos son a temperaturas intermedias (600-800ºC)

hay un efecto de recuperación e incipiente recristalización. A 1000ºC, la matriz aparece casi libre de

dislocaciones y, cuando las muestras se enfrían a temperatura ambiente, sólo se observan unas pocas

fallas de apilamiento y maclas.

Medimos el GRF en probetas traccionadas y flexionadas. La chapa 15Mn laminada a 800ºC y

recocida a 650ºC durante 30´, mostró los mejores resultados; sometida a flexión presenta un GRF de

100%; en tracción, el GRF fue del 76% y la tensión de transformación de 350 MPa. Evaluamos la

influencia de los diversos procesamientos, y la temperatura de recuperación.

Finalmente realizamos propuestas de aplicación de estas aleaciones en reemplazo de medios de

unión tradicionales en componentes mecánicos.


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Indice

Capítulo I:

I. Introducción ……………………………………………………………………………………. ….

I.1. La transformación martensítica en aleaciones Fe-Mn-Si …………………………………...

I.1.1. Breve introducción a la textura cristalográfica …………………………………………

I.2. Desarrollo de texturas: efecto de la inhomogeneidad en la deformación durante la

laminación …….………………………………………………………………………………….

I.3. Desarrollo de microestructuras durante el trabajado mecánico ……………………………

I.4. Antecedentes: Propuestas para mejorar el EMF en las aleaciones ferrosas …………….

I.4.1. Los procesos de “entrenamiento”. ………………………………………………..…….

I.4.2. Introducción de precipitados …………………………………………………………….

I.4.3. Los tratamientos termomecánicos: laminación y recocido …………………………..

I.5. Objetivo de la tesis ………………………………………………………………………………

I.6. Metodología empleada ………………………………………………………………………….

I.7. Estructura de la tesis ……………………………………………………………………………

I.8. Publicaciones relacionadas con la tesis……………………………………………………….

Referencias I ………………………………………………………………………………………….

Capítulo II:

II. Procedimientos Experimentales ………………………………………………………………...

II.1. Selección y preparación de las aleaciones ………………………………………………….

II.1.1. Preparación de las aleaciones originales …………………………………………….

II.1.2. Preparación de las aleaciones en Rosario …………………………………………...

II.2. Tratamientos termomecánicos: laminaciones y recocidos …………………………………II.3. Mediciones de rayos X y neutrones …………………………………………………………..

II.4. Medición de las temperaturas críticas ………………………………………………………..

II.4.1- Dilatometría ………………………………………………………………………………

II.4.2- Calorimetría diferencial de barrido D.S.C. ……………………………………………

II.4.3. Rayos X …………………………………………………………………………………..

II.4.4. Resistividad ………………………………..…………………………………………….

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II.5. Caracterización de la microestructura ………………………………………………………..

II.5.1. Microscopía óptica ………………………………………………………………………

II.5.2. Microscopía electrónica de transmisión (TEM) ……………………….……………..

II.6. Ensayos mecánicos ………………………………………………………………………….…

Referencias II …………………………………………………………………………………………

Capítulo III:

III. Caracterización de las aleaciones …………………………………………………………..…

III.1. Análisis de composición química ……………………………………………………...….…

III.2. Energía de falla de apilamiento ………………………………………………………………

III.3. Medición de las temperaturas críticas …………………………….…………………………III.3.1. Dilatometría ………………………………………………………………………….……

III.3.2. Calorimetría diferencial de barrido D.S.C. ……………………………………….……

III.3.3. Rayos X……………………………………………………………………………………

III.3.4. Resistividad ………………………………………………………………….……………

III.4. Tensión de transformación ……………………………………………………………………

III.5. Mediciones de dureza …………………………………………………………………………

Referencias III ……………………………………………………………………………..…………

Capítulo IV:

IV. Desarrollo de texturas …………………………………………………………………...………

IV.1. Evolución de la textura durante los tratamientos termomecánicos ………………………

IV.1.1. Orientación preferencial ………………………………………………………………

IV.2. Profundidad de la textura de cizallamiento …………………………………………………

IV.2.1. Mediciones de texturas ……………………………………………………………..…

IV.2.2. Influencia del espesor de la chapa: factor geométrico ……………………….……

IV.3. Efecto de las capas cizalladas sobre la textura del volumen ……………………..………

IV.4. Otras condiciones de laminación: mixta (alternada o reversa) y asimétrica ……………

IV.4.1. Medición de textura ……………………………………………………………………

IV.4.2. Velocidad de los rodillos ……………………………………………………………

IV.4.3. Análisis de estos resultados ……………………………………………………….…

IV.5. Formación de texturas en las aleaciones de 15% de Mn …………………………………

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IV.5.1. Textura en profundidad ……………………………………………………………….

IV.6. Relación entre las deformaciones de corte y la formación de texturas, en distintos

materiales metálicos …………………………………………………………………………..

IV.6.1. Laminación convencional ……………………………………………………………..

IV.6.2. Laminación asimétrica ………………………………………………………………..

IV.6.3. Ensayo de Torsión …………………………………………………………………….

Referencias IV ………………….…………………………………………………….………………

Capítulo V:

V. Análisis de la microestructura ……………………………………………………………..……

V.1. Influencia de los tratamientos termomecánicos en la estructura granular………..………V.1.1. Laminación convencional, 30Mn y R30Mn ………………………………..…………

V.1.2. Laminación mixta y asimétrica, 30Mn y R30Mn obtener un buen barrido en los

bajos ángulos, en probetas de ancho pequeño (3 mm)………………………….…………

V.1.3. Laminación convencional, 15Mn …………………………………………...…………

V.2. Influencia de los tratamientos termomecánicos en los defectos de la estructura

cristalina………………………………………………………………………………………………..

V.2.1. R30Mn laminado a 20ºC …………………………….…………………………………V.2.2. R30Mn laminado a 600ºC ………………………………..……………………………

V.2.3. R30Mn laminación mixta y asimétrica a 60ºC ………….……………………………

V.2.4. 15Mn laminado a 20ºC, recocido a 1000ºC …………….……………………………

V.2.5. 15Mn, laminado a 800ºC, recocido a 600ºC …………………………………………

Referencias V …………………………………………………………………...……………………

Capítulo VI:

VI. Grado de recuperación de forma ………………………………………………………………

VI.1. Ensayos de tracción …………………………………………………………………………..

VI.2. Ensayos de flexión …………………………………………………………………………….

VI.3. Resultados de los ensayos …………………………………………………………………...

VI. 3.1. Efecto memoria de forma en muestras laminadas de las aleaciones de 30Mn

VI. 3.2. Efecto memoria de forma en muestras laminadas de las aleaciones de 15Mn..

VI. 3.3. Efecto de la temperatura de retransfomación ………………………..……………

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Referencias VI ……………………………………………………………………………..…………

Capítulo VII:

VII. Conclusiones Generales………………………………………………………………………..

VII.1.1. Influencia de la temperatura de laminado…………………………………………..

VII.1.2. Influencia de la temperatura de recocido…………………………………………...

VII.1.3. Influencias combinadas……………………………………………………………….

VII.2. Perspectivas futuras…………………………………………………………………………..

Apéndice……………………………………………………………………………………………….

A.1. Dificultades del método…………………………………………………………………………Caso Nº 1………………………………………………………………………………………….

Caso Nº 2………………………………………………………………………………………….

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Capítulo I: Introducción

La característica de las aleaciones con memoria de forma, parte integrante del grupo

denominado materiales inteligentes, es que “recuerdan” su forma geométrica. Luego de ser

deformadas a partir de una dada configuración, recuperan su forma original mediante calenta-

miento (efecto de una vía) o, a temperatura ambiente simplemente eliminando la carga

(pseudoelasticidad o superelasticidad). Esta extraordinaria propiedad se encuentra solamente en

ciertos materiales que exhiben transformación martensítica, esto es, un cambio de fase en

estado sólido, sin difusión, en el que los átomos se mueven cooperativamente por un mecanismode cizallamiento. Normalmente la fase matriz, denominada austenita, o fase de alta temperatura,

es cúbica, y la fase de baja temperatura, martensita, tiene una simetría menor. En la Fig. I.1 [1]

vemos esquemáticamente que las regiones A y B, producto del cizallamiento de la matriz,

poseen la misma estructura, pero la orientación es diferente. A esto se denomina variantes de la

martensita, y, como se ve, pueden formarse varias variantes a partir de la misma fase matriz.

Cuando aumenta la temperatura y la martensita se vuelve inestable, ocurre la transformación

inversa; si ésta es cristalográficamente reversible, la retransformación conduce a la orientación

original, y así se origina el Efecto Memoria de Forma (EMF), que describiremos en detalle más

adelante, y es el objeto de estudio de este trabajo.

Fig. I.1: Un modelo simplificado de transformación martensítica [1]


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En el caso de las aleaciones ferrosas, ésta es una transformación martensítica con

características diferentes a la que ocurre comúnmente en el temple de los aceros comerciales; el

contenido elevado de Mn estabiliza la austenita (γ , FCC) hasta temperaturas del orden de la

ambiente (Fig. I.2). Allí, generalmente a partir de fallas de apilamiento pre-existentes, nuclean

agujas o plaquitas de martensita ε, de estructura cristalina HCP (Fig. I.3). Su crecimiento

posterior ocurre por desplazamiento de la interfase, manteniéndose el equilibrio en ella a cada

temperatura. La transformación procede por el movimiento de una dislocación parcial de

Shockley a/6 cada segundo plano (111) de austenita (Fig. I.4). Para que esto ocurra la

aleación debe tener baja energía de falla de apilamiento (SFE). En la Tabla I.1 vemos valores de

SFE de metales y aleaciones de uso general, calculados a temperatura ambiente. Cuando el

valor de esta propiedad es bajo, se favorece la descomposición de las dislocaciones perfectas en

Fig. I.2: Diagrama de fases de equilibrio del

sistema Fe-Mn [2].

parciales. Hay tres direcciones posi-

bles de deslizamiento de las disloca-

ciones parciales, por cada plano (111);

todas son equivalentes y conducen a

un cristal HCP con la misma

orientación. Debido a esto, cuando la

transformación es inducida térmica-mente (espontánea) no se observa

cambio de volumen: el autoacomodo

[3, 4] de las bandas de martensita

térmica (εt), que usualmente consiste

en plaquitas de las tres variantes con

diferente dirección de deslizamiento,

minimiza el cambio total de forma en laregión transformada. En cambio, cuan-

do la transformación es inducida por

tensión, se activa selectivamente la variante más favorecida por la dirección de la tensión

aplicada [1]. La formación de esta martensita de deformación (εd) provoca entonces un cambio

de forma que es aprovechado para el efecto memoria de forma.

Para que la recuperación de la forma sea completa, no debe ocurrir deslizamiento

plástico cuando se aplica la carga. Además, aunque también hay tres clases de dislocaciones


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Fig. I.3: Transformaciones martensíticas en el

sistema Fe-Mn [2].

Fig. I.4: Falla de apilamiento debidaa las dislocaciones parciales b2 y b3.

parciales equivalentes sobre cada plano

(0001) de la martensita, las mismas

variantes involucradas en la transforma-

ción directa deben operar de manera

reversible al retransformar.

Entre las distintas aleaciones

ferrosas con memoria de forma, las Fe-Mn-

Si (Cr – Ni), de bajo costo, son las de

mayor impacto comercial. Murakami et al

[6] afirman que con composiciones entre

28 y 33% Mn1, y 4 a 6 % Si, el EMF es casiperfecto (Fig. I.5), mientras que Li et al [7]

demuestran que la aleación con la menor

SFE presenta el mejor EMF y una tempe-

ratura Ms muy poco por debajo de la

ambiente. Lee y Choi [8] encontraron, a

partir de datos experimentales, las ecua-

ciones que relacionan el efecto del Mnsobre la SFE (Fig. I.6). En la Fig. I.7 se

representa la relación entre la temperatura

y la SFE; cuando aquélla aumenta,

también lo hace la SFE [8].

El Si aporta un triple beneficio [5]:

a) endurece la austenita evitando el deslizamiento plástico cuando se produce el cambio de

forma,

b) disminuye la temperatura de Néel (de ordenamiento antiferromagnético de la fase γ ) sin

afectar sensiblemente la temperatura Ms lo que evita la interferencia con la transformación

martensítica, incrementa la fuerza impulsora para la transformación y reduce la tensión crítica

σγ→ε ,

c) disminuye la SFE de la fase γ favoreciendo la nucleación de ε en relación a α’.

1 Los porcentajes de aleación se darán siempre en peso, a menos que se indique lo contrario.


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Una contribución importante al EMF atribuida al Si es que facilita la reversibilidad del

movimiento de las dislocaciones que operan en la transformación martensítica [3].

Tabla I.1: Energía de falla de apilamiento de metales y aleaciones (Murr 1975) [5]

Fig. I.5: Efecto de la composición química sobre el EMF

en monocristales. [4]

Fig. I.6: Variación de la SFE en función del

contenido de Mn en aleaciones Fe-Mn. [7]

Fig. I.7: Cálculo de la evolución de la SFE

con la temperatura para un acero Fe–

22Mn–0.6C. También se representan la

contribución química (línea gris oscura) y

magnética (línea gris claro). Para compa-

rar, se muestran los valores experimenta-

les (cruces) para un acero Fe–20Mn–4Cr–

0.5C. [8]


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Mediante una adecuada selección de la composición se logra un efecto memoria

completo en aleaciones Fe-Mn-Si tanto monocristalinas [11] como policristalinas [1, 12], con

deformaciones asociadas a la transformación de 9% y 5% respectivamente, y sin que se registre

deformación plástica.

I.1. La transformación martensítica en aleaciones Fe-Mn-Si

De acuerdo con la composición, las aleaciones Fe-Mn-Si pueden transformar de la

estructura austenítica γ (FCC) a la fase martensítica α’ (BCC o BCT) o bien a la fase hexagonal

ε (HCP) ya sea por enfriamiento o por efecto de una carga aplicada. Su carácter es no-

termoelástico de manera que la transformación inversa ocurre a partir de la renucleación de la

austenita en la fase martensítica, no siendo cristalográficamente reversible como es el caso de

las transformaciones termoelásticas en aleaciones de base Cu o Ni-Ti. El ciclo de histéresis (Ms

– Af ) se extiende en más de 100°C y la retransformación a austenita sólo puede ser activada por

temperatura, dando lugar al llamado “efecto de memoria simple” al calentar por encima de Af . En

la Fig. I.9 se observan los resultados de variación de la resistencia eléctrica en aleaciones Fe-Ni

y Au-Cd durante el enfriamiento y la retransformación en el calentamiento; se ilustra la histéresis

de las transformaciones martensíticas no termoelástica y termoelástica, respectivamente [13].

Desde el punto de vista cristalográfico, la transformación γ γγ γ (FCC) →→→→ εεεε (HCP) es el caso

más simple de transformación martensítica. El mecanismo más aceptado propone el movimiento

de una dislocación parcial de Schockley a/6〈112〉 sobre cada plano alternado del tipo {111} de

la austenita (Fig. I.10a), generándose un cambio en la secuencia de apilamiento mediante un

deslizamiento del tipo (111)[ 211 ] en la fase γ , lo que da lugar al cambio de estructura.

En este proceso hay tres posibles direcciones equivalentes, Fig. I.10b, que originan una

estructura HCP con la misma orientación. La transformación espontánea (o térmica) γ→ε es del

tipo de autoacomodo de manera que las placas de martensita se forman por sucesiones de

láminas con distintas direcciones de cizallamiento, que se compensan sin que se genere un

cambio de forma macroscópico apreciable (La transformación γ → ε involucra una contracción

cuyo cambio de volumen asociado es pequeño). Al inducirla por tensión, se provoca un cambio


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Fig: I.9: Transformación

martensítica y retransformación,

en aleaciones Fe-Ni y Au-Cd.

[13]

a) b)

Fig. I.10: a) Direcciones de

deslizamiento sobre el plano

compacto.

b) Direcciones cristalográfica-

mente equivalentes en la

transformación γ→ε.

Fig. I.11: Mecanismo de la

transformación γ→ε

de forma debido al movimiento selectivo de una de las parciales de Schockley que es favorecida

por la dirección de la tensión aplicada.En la Fig. I.11 se muestra el caso extremo de la máxima deformación debida a la

aplicación de sólo uno de los vectores de translación. Se pueden ver las dos fases proyectadas

en las direcciones γ ]011[ y ε]0211[ . Los círculos vacíos y llenos indican los átomos arreglados

por encima y debajo del plano que forma la hoja, respectivamente. Observamos, que la

transformación γ→ε se produce por el movimiento en la dirección γ ]211[ cada dos planos


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(111)γ , en una longitud de 6a . Por este desplazamiento la celda γ es cizallada en

o1 5.19~)42(tg − . [1]

Entonces, entre otros factores que juegan un papel importante, la transformaciónmartensítica γ→ε presenta una fuerte dependencia con la orientación cristalográfica. Estudios

realizados en monocristales Fe-Mn-Si [3], han mostrado que la recuperación de forma es

suprimida si la tensión actúa en [001] y es casi perfecta cuando lo hace en [414]2, cercana a

[101]. Por lo tanto, es de esperar en los policristales una relación directa entre la textura y el

EMF. En la Fig. I.12 graficamos un grano perteneciente a una chapa laminada cuya la

orientación cristalográfica resulta la más favorable para el EMF.

Fig. I.12: Orientaciones

cristalográficas en una chapa

laminada.

RD: dirección de laminado

TD: dirección transversal

ND: dirección normal

I.1.1. Breve introducción a la textura cristalográfica

Uno de los cambios importantes que puede sufrir un material durante un proceso de

conformado, es la formación de nuevas texturas, o fenómeno de texturización. Consiste en la

orientación preferencial de los granos en determinadas direcciones cristalográficas. El estudio de

textura se refiere a la determinación de las direcciones preferenciales de orientación(cualitativamente), y el cálculo de la fracción de volumen asociada a cada una de esas

orientaciones (cuantitativamente).

Además de las condiciones de procesamiento, la textura depende del material, su

composición química, tamaño de grano inicial, tipo de recristalización dinámica que se pone en

2 [ ][ ] 45cos.6.33112.441 = Aplicando σ en la dirección [414], el τ mayor, a 45º, se da en una componen-

te de .


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Fig. I.8: Concepto de formación de figuras de polos, a) proyección sobre el plano de referencia de los ejes

de la muestra (RD: dirección de laminación, ND: dirección normal, TD: dirección transversal), y los planos

(100), (010) y (001) de un grano, b) proyección de una grano en el plano de referencia, c) repetición de la

proyección para otros granos, d) los contornos de densidad de c). [12]


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marcha durante el conformado, etc. Su importancia viene dada por la anisotropía de determina-

das propiedades mecánicas y eléctricas de los materiales. Por eso, durante los procesos de

deformación, una de las formas de mejorar algunas propiedades, es realizar un control de la

textura resultante.

Desde un punto de vista estadístico, podemos distinguir entre la macrotextura y la

microtextura. En la primera, que es la que hemos explorado en nuestras aleaciones, se

determina la orientación de un gran número de granos (desde 100 hasta 1000 granos o más). La

representación de la distribución de las orientaciones de los cristales, puede hacerse en forma

de figuras de polos (proyección estereográfica de los planos cristalográficos), figuras de polos

inversas y, de modo más completo, mediante la función de distribución de orientaciones (Fig.

I.8). Por otro lado, la microtextura estudia las orientaciones de un pequeño grupo de granos ypresenta las orientaciones individuales –desorientaciones- de dichos granos como puntos.

Para interpretar el aporte de las componentes de la textura sobre el EMF, veamos qué

ocurre en la chapa de la Fig. I.12. Cuando la principal componente es la {001}, en la

mayoría de los granos la dirección está orientada cercana a la dirección de laminado (RD)

y a la dirección transversal (TD), y la dirección se encuentra a 45º de la RD. Si la tensión

de tracción es aplicada coincidentemente con la RD, la porción de granos de austenita orientadoscerca de la [011] paralela a la RD, podrá transformar a martensita ε en una única variante del

sistema (111)[ 112 ], la que tendrá el factor de Schmid más alto, Fig. I.13 [14]. Más aún, cuando

se produce esta transformación, el eje de tracción rota desde la dirección [011] a la [ 112 ]

(cercano a [144]) y el factor de Schmid del sistema de deslizamiento aumenta. De este modo se

acelera la formación sucesiva de martensita ε de una sola variante, lo que es indispensable para

lograr un buen EMF. Por el contrario, cuando otros granos orientados alrededor de la dirección

[001] paralela al eje de tracción comienzan a transformar en una variante del sistema( 111 )[ 211 ], los ejes rotan de [ 181 ] a [ 211 ], con la consecuente reducción del factor de

Schmid. En consecuencia los otros tres sistemas también pueden operar y el eje mantiene

macroscópicamente su orientación original. Como explica Sato [3], cuando se forma ε en más de

dos sistemas de {111}, el EMF tiende a degradarse. Estas especulaciones basadas en la

variación del factor de Schmid durante la tracción, sugieren que uno de los requisitos previos para

aumentar el EMF es orientar los ejes de la probeta en direcciones preferentemente paralelas a

, y . Cuando esto no ocurre, se combinan los efectos de muchas


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componentes, disminuye la anisotropía y el EMF se reduce. Es el caso del laminado de los

metales y aleaciones de estructura FCC, durante el cual los granos se orientan formando una

textura típica denominada brass, cuya componente principal es {110}.

Fig. I.13: Variación del factor de Schmid de los sistemas de deslizamiento {111} con mayor

tensión de corte resuelta, en función de la rotación de los ejes de tracción (flechas), con referencia

a los granos que tienen sus ejes originales (puntos) levemente dispersos desde: a) [011] a lo largo

del límite [011]-[111], y b) [001] a lo largo del límite [001]-[111] de un triángulo unitario en la

proyección estereográfica.[14]

Es de esperar entonces, que una cierta textura cristalográfica en los policristales, pueda

contribuir a una buena recuperación de forma. Así mismo, son condiciones necesarias para la

formación de martensita HCP de una sola variante, y su retransformación posterior, una baja

SFE en la aleación, y una adecuada microestructura de dislocaciones que endurezca la austenita

y evite su deformación plástica, más una cantidad de fallas de apilamiento, sitios de nucleación

de la martensita. Analizaremos a continuación el desarrollo de texturas y microestructuras en

aleaciones FCC.

I.2. Desarrollo de texturas:

efecto de la inhomogeneidad en la deformación durante la laminación

Muchos procesos de conformado de metales implican forzar al material a través de un

canal, y esto inevitablemente produce cambios en las componentes de desplazamiento y


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velocidad. En un material endurecido por deformación, los gradientes y velocidad de deformación

en la zona procesada, resultan en gradientes de estructura y propiedades, y como el

deslizamiento ocurre sólo en un número restringido de sistemas, también se puede producir

textura cristalográfica. Cada canal tiene su parámetro característico ∆, que se define como la

relación promedio entre espesor y longitud de la zona plástica que lo ocupa. Varios autores [15,

16] han reportado que existe una correlación entre ∆ y la textura superficial producida en

diferentes procesos de conformado, temperaturas y metales y aleaciones, con distintas SFE.

En el laminado, se suelen asumir condiciones de deformación plana, pero, además del

corte producido por la geometría de la garganta del rodillo, la fricción es de primordial

importancia en la producción de cizallamiento. En la Fig. I.14, diagrama esquemático de ambos

efectos, vemos la evolución de un elemento diferencial durante la deformación por laminación.

Como las tensiones de cizallamiento son máximas en la superficie de los rodillos, cuando uno o

los dos efectos (geometría y fricción) están presentes, las texturas en la superficie y en el interior

pueden ser diferentes.

Fig. I.14 a) y b): Deformaciones de los elementos diferenciales A1, B1, C1 y D1 durante el proceso delaminado. c) Distribución de tensiones resultante.

Se denomina γ g a la relación entre el corte e13 proveniente de la geometría y la

deformación de laminación e11; γ g depende de ∆. En tanto, γ f es la relación entre el corte debido

a fricción e31 y la deformación de laminado e11.

Lee y Duggan [17] realizaron simulaciones de textura en un metal FCC laminado que no

macla, introduciendo diferentes valores de e13 y e31 para ilustrar los efectos de la geometría y la

fricción. Obtuvieron que, cuando γ g o γ f = 0,5 aparece una componente de textura {100},

mientras se mantiene la componente normal brass de laminado, pero con baja intensidad;

cuando γ g o γ f alcanza el valor 0,7 se produce otra componente cercana a {111}. Según


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Fig. I.15: El esquema muestra:

a) La variación del corte debido a geometría y a fricción en el espesor de la chapa.

b) La forma y valores de ambos cortes son ajustados para dar una textura de corte subsuperficial,

c) Formación de una textura superficial ajustando las magnitudes de los cortes. [17]

Justamente, Matsumura et al [14] encontraron texturas de fibra //RD en las

superficies de chapas de Fe-28Mn-6Si-5Cr-0,03C cuando fueron laminadas a temperaturas por

encima de Af , en las que la SFE es alta, y textura normal brass, en el laminado a temperaturas

más bajas.

I.3. Desarrollo de microestructuras durante el trabajado mecánico

Las observaciones con el microscopio electrónico de transmisión (TEM) de estructuras

de dislocaciones en función de la deformación, en una cantidad de metales y aleaciones FCC,

revela patrones en la subdivisión del grano [21, 22]. En la Fig. I.16 se han esquematizado las

microestructuras obtenidas para deformaciones pequeñas e intermedias, temperatura de

deformación creciente y/o contenido de aleación decreciente, de izquierda a derecha. En general

se observan dos tipos distintos de bordes o límites de dislocaciones: los que se forman por

bloqueo mutuo de deslizamiento de dislocaciones, que se denominan “bordes incidentales de

dislocaciones” (IDBs), y los otros, largos y continuos denominados “bordes geométricamente

necesarios” (GNBs). Estos son casi planos y encierran bloques de muchas celdas aproximada-

mente equiaxiales formando estructuras de “bloques de celdas” (CB). Para deformaciones

pequeñas e intermedias, estos GNBs se llaman paredes densas de dislocaciones (DDWs) y

microbandas (MBs), dependiendo de si aparecen solos o de a pares. Estos bordes casi planos


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Fig. I.16: Esquema de microestructuras de deformación mostrando la subdivisión del grano que

ocurre en metales y aleaciones FCC en función de la temperatura, velocidad de deformación,contenido de aleación y/o SFE. Los distintos tipos de bordes de dislocaciones que se señalan son

los geométricamente necesarios, GNBs, que incluyen las paredes densas de dislocaciones (DDW)

y microbandas (MB); y los bordes incidentales, IDBs, que comprenden celdas; y redes de Taylor

(TL). Los bloques de celdas o bloques de redes de Taylor están sombreados.

a) aleaciones o metales puros con baja SFE o una gran tensión de fricción, deformados a

temperaturas bajas a medias; metales puros de media a alta SFE deformados a temperaturas

extremadamente bajas o alta velocidad

b)

metales puros y algunas aleaciones de media a alta SFE deformados a temperaturas mediasa altas.

c) metales puros y aleaciones deformados a altas temperaturas.

se arreglan en grupos aproximadamente paralelos a los planos macroscópicos que contienen las

direcciones de las máximas tensiones de corte o, en ciertos granos, son casi paralelos a los

planos de deslizamiento.

En algunas aleaciones deformadas en frío a tibio, las dislocaciones se arreglan en

espacios más uniformes conformando arreglos llamados “redes de Taylor”, Fig. I.16a. La

formación de “bordes de rotación de dislocaciones” [22] está muy facilitada por el deslizamiento

cruzado ya que una fracción grande de dislocaciones debe dejar sus respectivos planos de

deslizamiento. En consecuencia, los cristales con dislocaciones disociadas, de baja SFE, no

forman estructuras de celdas sino redes de Taylor [23]. Lo mismo que los cristales en los que las

interacciones con solutos aumentan la tensión de fricción y se promueve el deslizamiento plano.


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A medida que aumenta la temperatura de deformación cerca del régimen de trabajado

en caliente, ocurre una transición en la apariencia de la subdivisión de los granos en estas

aleaciones, formándose celdas dentro de las redes de Taylor, Fig. I.16c. También hay más

subgranos equiaxiales coexistiendo lado a lado con los bloques de celdas. Cuando la

temperatura es muy alta, y la velocidad de deformación es baja (menor que en el conformado de

metales convencional), sólo habría subgranos equiaxiales.

En resumen, en los materiales con deslizamiento ondulado, como los metales FCC con

SFE media a alta, Cu, Ni y Al, y metales BCC, como Fe, es más característica una subdivisión

del grano en diferentes escalas de tamaño. Una estructura ondulada de bandas de deslizamiento

indica movilidad tridimensional de dislocaciones por deslizamiento cruzado. Aunque no es

frecuente, la subdivisión del grano también tiene lugar en materiales de deslizamiento planocomo los de baja SFE: aceros inoxidables austeníticos y aleaciones Fe-Mn-Si3. Estos presentan

también la estructura típica de deslizamiento ondulado cuando son deformados en caliente.

Con grandes deformaciones, una estructura ordenada se transforma en una de

subgranos equiaxiales; como se observa en procesos donde se cambia la dirección de

deformación, o donde hay involucrada una importante deformación por cizallamiento.

Por otro lado, la subdivisión microestructural puede ser significativamente afectada por la

orientación cristalográfica del cristal o grano. Las correlaciones entre microestructura/orientacióndel grano, orientación del grano/modo de deslizamiento, y modo de deslizamiento/microestruc-

tura, implican que existe una relación entre la microestructura y la evolución de la textura.

I.4. Antecedentes: Propuestas para mejorar el EMF en las aleaciones ferrosas

I.4.1. Los procesos de “entrenamiento”

Para facilitar los mecanismos de transformación y retransformación y mejorar el grado de

recuperación de forma (GRF), Otsuka et al [13] propusieron en 1989 un tratamiento termomecá-

nico denominado “entrenamiento”, que consiste en la repetición de ciclos de deformación a

temperatura ambiente seguidos de recocido a 600ºC. Con esto se aumenta la tensión de fluencia

de la austenita, σfl, mientras disminuye la tensión necesaria para inducir martensita, σγ→ε.

3 En la descomposición en parciales, cada una tiene una componente de borde, por lo que no puede haber desliza-

miento cruzado, sino planar.


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Fig. I.17: Relación entre la tensión de

fluencia y la temperatura, antes y des-

pués del entrenamiento. [7]

La Fig. I.17 muestra la relación entre la tensión de fluencia y la temperatura de

deformación, antes y después del entrenamiento, en una aleación Fe-32Mn-6Si. La línea con

gradiente positivo representa la tensión para la transformación martensítica y la línea de

gradiente negativo, la tensión para la deformación por deslizamiento en la austenita

Extrapolándola a bajas temperaturas, se obtiene la tensión necesaria para deformar

plásticamente la austenita a una temperatura dada. Por lo tanto, la zona gris es la región

temperatura-tensión en la cual se puede inducir transformación martensítica sin que ocurra

deformación plástica en la matriz. El entrenamiento produce un cambio marcado en esta región,

ya que endurece la austenita y al mismo tiempo facilita la transformación martensítica. Y esto se

debe a que modifica la microestructura.

En la Fig. I.18 [13, 24], podemos observar las micrografías TEM de una aleación Fe-

30Mn-6Si antes y después del entrenamiento. En el material tal cual fundido no se ven

dislocaciones ni fallas de apilamiento (Fig. I.18a), mientras que en el entrenado hay muchos

defectos (Fig. I.18b). Como la martensita HCP comprende un conjunto de fallas, éstas pueden

actuar como sitios de nucleación. En consecuencia:

a) el endurecimiento por trabajado suprime la deformación por deslizamiento debido a la

introducción de dislocaciones durante el entrenamientob) las fallas de apilamiento disminuyen la tensión crítica para la formación de martensita

La temperatura del entrenamiento juega un rol muy importante en la obtención de la

microestructura correcta (Fig. I.19). Wang Defa et al [25] entrenaron una aleación Fe-28Mn-6Si-

5Cr, en 6 ciclos de 4% de deformación a temperatura ambiente, seguido de calentamiento a di-

versas temperaturas entre 300 y 900ºC. En la Fig. I.20b vemos que con un “recocido de recu-

peración”, se forman dominios tipo celda con límites relativamente estables de subestructuras


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Fig. I.18: Micrografías

TEM de la aleación Fe-

30Mn-6Si:

a) antes

b) después del

entrenamiento [13, 24]

(dislocaciones o fallas de apilamiento) o martensita paralelepipédica (en estado deformado) y

fase matriz orientada.

En las micrografías de la Fig. I.21 [25] se observa la configuración de la martensita ε

inducida por tensión cuando la temperatura de recocido fue de 300º, 700º y 900ºC, luego de la

deformación del 6º ciclo. En el primer caso, que corresponde a Af , Fig. I.21a, se formó martensita

ε en varias variantes y de placas muy interceptadas unas con otras, además de muchos arreglos

de dislocaciones en ambas fases. Con entrenamiento a 700ºC, la martensita ε pertenece casi a

una sola variante, y a 900ºC, diversas variantes de ε se encuentran distribuidas homogénea-

mente en la matriz. De acuerdo con la Fig. I.19, la martensita ε de una sola variante es lo más

favorable para el EMF.

Si comparamos con la microestructura de la austenita luego del recocido a 300ºC (A f ),

Fig. I.20a, vemos arreglos de alta densidad de dislocaciones que se mantuvieron tanto en los lu-

gares originales de las placas de martensita ε, como en la fase matriz γ , porque la temperatura

de recocido fue demasiado baja. En consecuencia, en el siguiente ciclo de carga, se formó

martensita mucho más orientada al azar (Fig. I.21a), tomando estas madejas como sitios de

nucleación, y la transformación inducida se vio impedida por los arreglos de dislocaciones. Con

el aumento en el número de ciclos, estos arreglos se extienden más, y por eso decrece el EMF.

En la Fig. I.20b se ve que, además de la recuperación de forma debido a la retransformación

ε→γ , las placas de martensita ε se degeneran en segmentos cortos de fallas de apilamiento, y

se forman bordes de ángulo pequeño por trepado de dislocaciones, todo ello arreglado casi

sobre el mismo plano {111}γ y en la misma orientación. Cuando se incrementan los ciclos, el

arreglo de fallas de apilamiento y dislocaciones se vuelve más regular. Durante la siguiente


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Fig. I.19: Relación entre el grado

de recuperación de forma y los

ciclos de entrenamiento, en

diferentes condiciones de entre-

namiento. [25]

Fig. I.20: Estructura de la aleación

luego de 6 ciclos de entrena-miento recocida a: a) 300ºC, b)

700ºC, c) 900ºC. [25]

Fig. I.21: Micrografías TEM de la

aleación deformada luego de 6

ciclos de entrenamiento con

recocido final a: a) 300ºC, b)

700ºC, c) 900ºC. [25]


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deformación, se inducen fácilmente placas de martensita uniformemente orientadas, tomando a

las fallas de apilamiento y dislocaciones como sistemas de referencia para la transformación

(Fig. I.21b), y así se incrementa el EMF. La Fig. I.21c muestra la microestructura de la aleación

recocida a 900ºC. Las pocas dislocaciones y fallas degeneradas dispersas al azar en la matriz,

indican que tuvo lugar una considerable recristalización, y no quedan en la microestructura

efectos acumulados del entrenamiento que puedan ser heredados en el siguiente ciclo.

Para Kajiwara [26] la microestructura de la matriz no es la única razón del incremento en

el EMF debido al entrenamiento, sino que el factor más importante es la especial microestructura

nanométrica desarrollada; esto es, placas de martensita extremadamente finas y uniformemente

distribuidas, pertenecientes a la misma variante en el estado deformado. Liu et al [27],

observaron mediante microscopio de fuerza atómica (AFM), que la formación de maclas dedeformación en una aleación Fe-14Mn-6Si-9Cr-5Ni se inhibe incrementando el número de ciclos

de entrenamiento; éste es un factor importante en el EMF ya que la maclas no se recuperan por

calentamiento. El proceso de nucleación de martensita consiste en que una placa muy fina de la

misma variante nuclea cerca de la placa de martensita preexistente [26]. Además, lo que se

observa en AFM como una placa de martensita es de hecho una estructura laminar de austenita

y martensita; la fracción de volumen de austenita y, por lo tanto, la separación entre las placas

delgadas de martensita, aumenta cuando aumenta el ancho de la placa.

I.4.2. La introducción de precipitados

Las complicaciones y costos de los procesos de entrenamiento, han sido un factor

negativo en la aplicación de las aleaciones a nivel industrial. La propuesta siguiente [28, 29, 30,

31] fue introducir precipitados de NbC, mediante un tratamiento termomecánico de laminado,

seguido del correspondiente envejecimiento. La mejora en el EMF se atribuye a que los

pequeños precipitados, en contacto con fallas de apilamiento, son sitios de nucleación máspotentes para la transformación FCC→HCP, debido a los campos de tensiones de la interfase

precipitado-matriz. Además, obstaculizan el crecimiento de las placas de martensita, deteniendo

el avance de su extremo; la tensión ejercida hacia atrás desde el precipitado asiste el

movimiento reverso de las dislocaciones parciales de Shockley y facilitan la re-transformación a

austenita por el mismo camino que la transformación directa. Se han desarrollado variados

métodos de precipitación y ordenamiento de los precipitados, como podemos ver en Baruj [32],

Wei [33] y Wen [34].


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I.4.3. Los tratamientos termomecánicos: laminación y recocido

Teniendo en cuenta que el aumento en el EMF logrado con el entrenamiento, se basa en

la formación de microestructura, fue lógico pensar en la alternativa de un simple tratamiento

termomecánico, con el que se obtuviera ese mismo nivel de defectos en las redes cristalinas. El

efecto de los precipitados fue formalmente re-examinado por Stanford et al [35], luego de

haberse reportado resultados del laminado en frío [36], y éste seguido de recocido sin necesidad

de introducir precipitados [37]. Baruj presentó en ESOMAT 2006 [38] un simple tratamiento

termomecánico consistente en laminación a 600ºC, en fase austenítica, seguido por un breve

recocido a 800ºC, en una aleación Fe-28Mn-6Si-5Cr. Hasta 5% de deformación inicial, el EMF

de las muestras laminadas es tan bueno como el de las entrenadas. El 95% de recuperación que

se obtiene luego de deformar 4%, es un nivel más que suficiente para la mayoría de las

aplicaciones de este material.

Sus observaciones con TEM mostraron una gran densidad de defectos, en su mayoría

fallas de apilamiento homogéneamente distribuidas, cuyas trazas son compatibles con dos

planos {111}FCC (y no con los cuatro disponibles). Esto indicaría que el paso de laminado ha

producido una orientación preferencial del material.

Los trabajos mencionados de Stanford y Dunne mostraron un aumento del EMF luego delaminado en frío y recocido posterior. Como necesariamente se introduce martensita en el

laminado en frío, se puede argumentar que ésta es una alternativa más simple al proceso de

entrenamiento. Pero la principal novedad del trabajo de Baruj [38], es demostrar que no se

necesita introducir martensita en el material, para obtener las propiedades deseadas.

El efecto de la temperatura intermedia de laminado está relacionado con el aumento de

la SFE a temperaturas por encima de As; entonces, los principales defectos introducidos son

dislocaciones. Éstas son bastante móviles a esa temperatura, como para que se produzcarecristalización parcial, lo que mejora en la etapa de recocido. Muchas de las dislocaciones

remanentes se disocian en parciales, resultando una distribución fina de fallas de apilamiento. El

resto permanece como dislocaciones perfectas, lo que puede ayudar a reforzar la matriz

evitando su deformación plástica cuando se induce martensita por tensión.


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I.5. Objetivo de la tesis

En este trabajo de tesis se desarrolló una investigación experimental amplia acerca del

comportamiento de las aleaciones ferrosas con memoria de forma, obtenidas por fusión y

sometidas a tratamientos térmicos y termomecánicos en condiciones reproducibles a nivel

industrial. El objetivo es establecer la correlación entre la capacidad de recuperación de la forma,

la microestructura, la textura, el tamaño de grano y otras variables. Se trata de encontrar los

parámetros físicos y tecnológicos que permitan optimizar el efecto, en el sentido de obtener la

máxima deformación, reproducibilidad y estabilidad.

El corolario es la aplicación de la aleación al diseño de una pieza industrial.

I.6. Metodología empleada

Combinamos estudios experimentales con los análisis críticos de los resultados

obtenidos y sus conclusiones. Los métodos empleados fueron:

Fundición y colada de las aleaciones

Laminado en caliente y frío, y tratamientos térmicos vinculados a este proceso Tratamientos térmicos bajo atmósfera controlada

Tratamientos de superficie mediante técnicas metalográficas usuales y pulido electrolítico

Ensayos mecánicos de dureza, tracción, flexión y torsión

Determinación de temperaturas características de la transformación martensítica

Análisis microestructural mediante microscopía óptica y electrónica de transmisión

Estudio de la estructura y textura por difracción de rayos X y de neutrones.

I.7. Estructura de la tesis

.

La tesis consta de siete capítulos. En este primero hemos presentado una introducción

teórica, para facilitar la comprensión al lector no familiarizado con el tema, seguida del estado del

arte a la fecha de su culminación. En el Capítulo II describimos los métodos y procedimientos

experimentales empleados, con cierto grado de detalle. El Capítulo III se refiere a la


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caracterización del material, sus propiedades y parámetros más importantes. En el Capítulo IV

tratamos el desarrollo de texturas, siguiendo el orden en que fuimos involucrándonos en la

temática. La experimentación relativa a los aspectos microestructurales, se encuentra en el

capítulo V. Si bien muchas veces hacemos referencia a los resultados de memoria de forma, los

ensayos para medir el grado de recuperación se concentran en el Capítulo VI. El Capítulo VII

resume las conclusiones a que arribamos y la propuesta de futuras líneas de investigación que

se abren a partir de este trabajo. Dejamos para el final, a modo de apéndice, un problema de

ingeniería: la aplicación de una aleación ferrosa con memoria de forma al diseño de una pieza

industrial.

Al final de cada capítulo se encuentran las referencias, ordenadas de acuerdo a su

aparición en el texto.

I.8. Publicaciones relacionadas con la tesis

* CONAMET/SAM 2006, Santiago de Chile. "ORIENTACIÓN CRISTALOGRÁFICA EN

ALEACIONES FERROSAS CON MEMORIA DE FORMA". Autores: A. Druker, C. Sobrero, J.

Malarría, R. Bolmaro.* CONAMET/SAM 2006, Santiago de Chile. "EFECTO MEMORIA DE FORMA EN CHAPAS

LAMINADAS DE UNA ALEACIÓN FE-MN-SI". Autores: A. Druker, S. Hereñú, A. Baruj, J.

Malarría.

* SAM/CONAMET 2007, San Nicolás. “INFLUENCIA DE LOS TRATAMIENTOS

TERMOMECÁNICOS EN LA MICROESTRUCTURA DE ALEACIONES FERROSAS CON

MEMORIA DE FORMA”. Autores: A. Druker, J. Malarría

* CONAMET/SAM 2008, Santiago de Chile. “EFECTO DE LA HETEROGENEIDAD DE LATEXTURA SOBRE LA MEMORIA DE FORMA EN ALEACIONES LAMINADAS Fe-Mn-Si”.

Autores: A. Druker, C. Sobrero, U. Garbe, H.-G. Brokmeier J. Malarría, R. Bolmaro.

* EPDIC11 2008, Varsovia. “EFFECT OF TEXTURE HETEROGENEITIES ON THE SHAPE

MEMORY PROPERTIES OF ROLLED Fe-Mn-Si SMA”. Autores: A. Druker, C. Sobrero, U.

Garbe, H.-G. Brokmeier J. Malarría, R. Bolmaro. Zeitschrift für Kristallographie (2009). En

prensa.


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* “TEXTURE EVOLUTION DURING THERMOMECHANICAL TREATMENTS ON Fe-Mn-Si

SHAPE MEMORY ALLOYS”, Autores: A. Druker, C. Sobrero, J. Malarría, R. Bolmaro. Mat. Sci.

Eng . A481-482 (2008) 578-581.

* “EFFECT OF ROLLING SENSE ON THE TEXTURE AND SHAPE MEMORY PROPERTIES IN

A Fe-Mn-Si ALLOY”. Autores: A. Druker, C. Sobrero, J. Malarría, R. Bolmaro. J. of Mat. Pro.

Technol. En revisión.

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[28] S. Kajiwara, D.Z.Liu, T.Kikuchi, N. Shinya; Scr. Mater . 44 (2001), 2809-2814

[29] D.Z.Liu, T.Kikuchi, S. Kajiwara, N. Shinya, Proc. 3rd Int. Conf. On Shape memory and

Superelastic Technology , (Monterrey, CA, 2000)

[30] S. Kajiwara, D.Z.Liu, T.Kikuchi, N. Shinya, Proc. 5 th

European Symposim on MartensiticTransformation and Shape Memory Alloys, (Como, Italy, 2000), J. Phys. IV France, 11 (2001)

Pr8-199-204.

[31] A. Baruj, T. Kikuchi, S. Kajiwara, N. Shinya; Mat. Trans, Vol 43, nº 3 (2002), 585-588.

[32] A. Baruj, T. Kikuchi, S. Kajiwara, N. Shinya; Mat. Sc. & Eng . A 378 (2004), 333-336

[33] Z. Wei, W. Yuhua, L. Ning, X. Wenhing, W. Shanhua, Mat. Sc. & Eng . A 459 (2007), 324-329

[34] Y. H. Wen, L. R. Xiong, N. Li, W. Zhang, Mat. Sc. & Eng . A 474 (2008), 60-63

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[37] N. Stanford and D. P. Dunne, Mat. Sci. & Eng. A 422 (2006), 352-359.

[38] A. Baruj and H.E. Troiani, Mat. Sc. & Eng. A 481 (2008), 574-577


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Capítulo II: Procedimientos Experimentales

II.1. Selección y preparación de las aleaciones

En este trabajo hemos investigado dos aleaciones que se hallaron disponibles en el

Centro Atómico Bariloche. El criterio fue iniciar el estudio con una aleación básica, ternaria, Fe-

30Mn-4Si, y luego continuarlo con otra composición más compleja, Fe-15Mn-5Si-9Cr-5Ni. Los

materiales originales fueron fundidos en los laboratorios de la Universidad de Ruhr, Bochum,

Alemania, a partir de los elementos puros. En Rosario preparamos las mismas aleaciones,

fundiendo materia prima comercial en condiciones reproducibles a nivel industrial. Los cuatro

materiales se identifican con las denominaciones 30Mn, 15Mn, R30Mn y R15Mn,

respectivamente.

II.1.1. Preparación de las aleaciones originales

La aleación ternaria fue fundida en un horno de arco y austenizada a 1000ºC [1]. La más

compleja, se preparó en un horno de inducción [2]; los elementos puros, excepto el Mn, se

fundieron en vacío; en el momento de adicionar el Mn, se introdujo gas Ar para prevenir su

evaporación. El tratamiento térmico de homogeneización consistió en mantenerlas durante 10 hs

a 1200ºC.

II.1.2. Preparación de las aleaciones en Rosario

La Facultad de Ingeniería no dispone de instalaciones para fundir aleaciones. La

magnitud de la colada, aproximadamente 5 kg., y el elevado contenido de Mn, impidió la

utilización de hornos industriales, ya que éstos son de mucha mayor capacidad (los más

pequeños, de 100 kg), y el Mn produce un importante deterioro en los recubrimientos

refractarios. La Dirección de Asesoramiento Técnico de la Pcia. de Santa Fe (DAT), cuenta con

un horno de inducción con crisoles de alúmina de esa capacidad; allí efectuamos las pruebas

previas y coladas de R30Mn y R15Mn. Contamos con el valioso apoyo y colaboración de

industriales fundidores de la zona, que nos proveyeron una parte importante de la materia prima

y recomendaciones operativas. Describiremos a continuación los pasos del proceso:


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a- Materia Prima

Fe: alambrón de Acindar de carbono nominal 0,06%; cortamos en trozos de 25-30 mm de largo,

desoxidamos en baño de 10% de ácido clorhídrico disuelto en agua.

Mn: de pureza comercial en escamas; se realizaron pruebas para determinar % de azufre, dando

éste menor al 0,01%. Realizamos una limpieza manual del material, separando las impurezas.

Si: de pureza comercial, en trozos.

Cr: como ferrocromo de bajo carbono. El análisis químico resultó 76,30 % Cr, 23,7 % Fe y 0,19

% C.

Ni: de alta pureza, denominado comercialmente “níquel metálico”.

b- Diseño y preparación de los moldes

En la Fig. II.1 vemos los planos de las lingoteras fabricadas en el taller, con el objeto de

obtener productos alargados, de 10 mm de espesor, que facilitaran la posterior laminación. Se

elaboraron a partir de perfiles comerciales, cuya inclinación de pared facilita el desmolde. Una

parte del caldo líquido se coló en un molde más grande, para controlar la presencia de los

defectos propios del proceso. Se pintaron con cal y bentonita y secaron en horno a 200 ºC.

Fig. II.1: Plano de las lingoteras

fabricadas en el taller.


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c-Proceso de colada

La fundición se realizó en un horno de inducción de 9000 Hz de frecuencia con crisol de

alúmina (Fig. II.2a); se lo protegió con una corriente de argón, para desplazar el oxígeno y

nitrógeno del aire de la superficie del caldo líquido. La potencia del horno se fue variando durante

el proceso de fusión de los metales, de modo de llegar a una buena homogeneización de

temperatura y uniformidad de composición química. Debido a la volatilidad del Mn (que se

apreció por los humos despedidos), la cantidad de ese elemento se incrementó en 5% respecto

a lo calculado para las cargas de 5 kg.

Determinamos la temperatura del líquido, en base al diagrama de equilibrio Fe-Mn (Fig.

I.2): el valor correspondiente a la línea liquidus es aproximadamente 1430ºC. Para garantizar

colabilidad y fluidez del caldo, y a su vez prevenir un excesivo engrosamiento del grano, yminimizar la segregación química y otros defectos del proceso [3], fijamos la temperatura de

colada en 1550ºC (Fig. II.2b).

Para evitar la solidificación de una capa superior, y con ello la formación de rechupes

internos, los moldes abiertos se cubrieron con cascarilla de arroz.

Fig. II.2: a) Horno de inducción, b) Colada en lingoteras abiertas


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d- Recocido de homogeneización

El tratamiento de homogeneización se llevó a cabo en un horno eléctrico de mufla. Los

lingotes largos se cortaron para adaptarlos al tamaño de la cámara del horno. Cargamos el horno

frío, y mantuvimos la temperatura de 1000ºC durante 3 hs.; el enfriamiento fue muy lento, dentro

del horno.

Para el control de la composición química, realizamos análisis en las cuatro aleaciones,

mediante ensayo de espectrografía, en la empresa Francovigh S.A.

Finalmente cortamos los lingotes grandes en planchuelas de dimensiones aproximadas

89 x 23 x 10 mm, por sistema “waterjet”.

II.2. Tratamientos termomecánicos: laminaciones y recocidos

La Fig. II.3 representa esquemáticamente el primer procesamiento de la aleación 30Mn,

consistente en dos protocolos de laminación. El espesor de la materia prima era de 10 mm; el

espesor de la chapa final, de 1 mm. Los porcentajes de reducción consignados en los cuadros,

corresponden a deformación acumulada en pasos sucesivos de 10%. Las etapas intermedias, de

laminación a temperatura de recristalización (1000ºC), permiten recuperar las propiedades de

plasticidad del material que está siendo conformado.

Estas primeras laminaciones se realizaron entre los años 2004 y 2005 en los talleres de

la Universidad de Ruhr y del Centro Atómico Bariloche. Posteriormente pudimos adquirir una

laminadora de laboratorio, de 4 HP de potencia, que podemos ver en las fotos de la Fig. II.4. El

diámetro y ancho de los rodillos es de 86 mm y 150 mm, respectivamente; la velocidad es de

16,5 rpm. El conjunto se completa con un horno de mufla para el calentamiento del material a

laminar, que supera los 1000ºC, y su correspondiente controlador.

Finalmente recocimos las chapas a 650ºC durante 20´, tal como sugiere la literatura para

estas aleaciones ferrosas con memoria de forma [4, 5]. Denominamos a las probetas A2 y B2,

para la laminación en frío y a 600ºC, respectivamente.

Con el avance de la investigación, probamos otros procesos de laminación a 600ºC,

diferentes al convencional, seguidos del mismo recocido:

Muestra B2: pasos sucesivos a 1000ºC hasta un espesor de 1,6 mm, seguido de 37% de

reducción a 600ºC en varios pasos, siempre en la misma dirección y sentido de laminación; esto


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Fig. II.3: Primeros procesos de laminación.

Fig. II.4: Laminadora del taller del IFIR.


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es “laminación convencional ”.

Muestra BA2: liberamos el rodillo inferior de la laminadora, quedando sujeto a su propia inercia

más la del eje; para vencer dicha inercia fue necesario reducir el porcentaje de reducción en

cada pasada a 0,2 mm mientras laminamos a 1000ºC de 10 a 1,6 mm de espesor; la posterior

reducción de 37% a 600ºC se realizó en pasos de 0,1 mm, siempre en la misma dirección y

sentido; esto es “laminación asimétrica”.

Muestra BM2: pasos sucesivos a 1000ºC hasta un espesor de 1,6 mm, seguido de 37% de

reducción a 600ºC en varios pasos, cada vez invirtiendo el sentido de laminación; a esto

denominamos “laminación mixta” .

La investigación continuó con procesamientos a 800ºC y 1000ºC, y variaciones en la

temperatura de recocido. En la Tabla II.1, se resumen todas las condiciones ensayadas, con sudenominación correspondiente.

Tabla II.1: Denominación de las probetas sometidas a diversos tratamientos termomecánicos

Temperaturade laminación 20ºC 600ºC 800ºC 1000ºC

Sentido

de laminación

Conven-

cional

Conven-

cional Mixto

Asimé-

trico

Conven-

cional

Conven-

cional MixtoTal cual

laminadoA0 B0 BM0 BA0 D0 C0 CM0

Recocidoa 1000ºC 60´ A1 B1

Recocidoa 1000ºC 2´ A7

Recocidoa 900ºC 10´ A6 D6

Recocido

a 800ºC 10´

A4 B4 D4

Recocidoa 700ºC 10´

B5 D5

Recocidoa 650ºC 20´

A2 B2 BM2 BA2 D2 C2 CM2

TratamientoSub-cero A3 B3 BM3 C3 CM3


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II.3. Mediciones de rayos X y neutrones

La difracción de rayos X es un fenómeno físico que se produce al interactuar un haz de

rayos X, de una determinada longitud de onda, con una sustancia cristalina. Se basa en ladispersión coherente del haz por parte de la materia y en la interferencia constructiva de las

ondas que están en fase y que se dispersan en determinadas direcciones del espacio. El

fenómeno puede describirse con la Ley de Bragg, que predice la dirección en la que se da la

interferencia constructiva entre haces de rayos X dispersados coherentemente por un cristal:

n .λλλλ = 2. d. sen θθθθ donde n = número entero, λλλλ = longitud de onda de la radiación,

d = distancia interplanar, θθθθ = ángulo de incidencia

Aplicado a muestras policristalinas, este método permite identificar fases, a partir de los

difractogramas característicos de los sólidos, tanto en su aspecto cualitativo como cuantitativo, y

conocer las orientaciones cristalográficas, midiendo las figuras de polos con un difractómetro que

cuenta con goniómetro de texturas. En la Fig. II.5 podemos ver las ubicaciones de los picos

característicos de las fases FCC y HCP del hierro.

Fig.II.5: Ubicación angular (2Θ) de los picos característicos de las fases FCC y HCP del hierro.

El equipo que empleamos es un goniómetro Philips X-pert pro MPD, con radiación de

Cu, Kα1/Kα2, intensidad de corriente 30 mA y tensión 40 kV. Las longitudes de onda son


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1.54056 y 1.54439 A, respectivamente, lo que, en aleaciones con alto contenido de Fe, tiene una

penetración de aproximadamente 10 µm debajo de la superficie de la muestra. Los movimientos

del cabezal fueron eventualmente,ϕ entre 0º y 85º, y φ1 entre 0º a 360º; otros datos importantes

de las mediciones son t = 1 seg, ∆ 2θ = 0.02, y Slit incidente = (5 x 5) mm2.

El procedimiento general consiste en:

- Obtención de un difractograma para determinar los ángulos 2 θ (theta) para los planos

hkl de la muestra.

- Barrido con el goniómetro de texturas para medir las intensidades de determinados

planos, lo que nos servirá para armar las figuras de polo.

- Procesamiento de esas intensidades con el programa denominado “popLA”.

- Análisis de textura y cálculo de funciones de distribución de orientaciones.

La preparación de la superficie para las mediciones de rayos X, fue muy cuidadosa. Las

probetas, de 20 mm x 12 mm x el espesor de la chapa, se pulieron en forma mecánica hasta grit

600 y luego electrolíticamente con un electrolito de 80/20 (%vol.) de ácido acético/ácido

perclórico. En los casos en que realizamos sucesivos rebajes, éstos se hicieron con papel

esmeril, repitiendo cada vez el pulido electrolítico para eliminar la capa afectada por el pulido

mecánico, ya que esta aleación es muy susceptible a sufrir transformación martensítica, inducida

por las tensiones desarrolladas durante el desbaste [6, 7]. Más abajo detallamos el

procedimiento empleado para el pulido electrolítico de estas aleaciones.

Para medir la textura de las probetas traccionadas, de 3 mm de ancho, las cortamos en

mitades y pegamos al soporte del equipo, una junto a otra, como se ve en la Fig. II.6; así

logramos la superficie apropiada. La preparación posterior consistió en aplanarlas con un pulido

mecánico, seguido del pulido electrolítico que se describe arriba. Este aspecto es de vital

importancia, ya que la martensita que pudiere inducirse durante el pulido, distorsionaría lamedición de martensita formada durante el ensayo de tracción.

Fig. II.6: Preparación de la probetatraccionada para medición de RX.


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Las figuras de polo de neutrones fueron medidas con un goniómetro Tex-2, en

Geesthacht, Alemania, gracias a la colaboración de los profesores U. Garbe y H.-G. Brokmeier

del Institute of Materials Research, GKSS-Research Centre. En estas mediciones, la muestra

óptima es un cubo de 3 mm de arista. Para prepararla procedimos de la siguiente manera:

electropulido de las chapas para eliminar la capa superficial de óxido proveniente de los

laminados y/o tratamientos térmicos, corte en secciones como se indica en la Fig. II.7, y armado

de un “sandwich” de material a las dimensiones apropiadas.

Fig. II.7: Preparación de la probeta

para medición con neutrones.

II.4. Medición de las temperaturas críticas

La austenita y la martensita que dan lugar al efecto memoria de forma, tienen

propiedades físicas diferentes; además, la transformación de fases conlleva un intercambio de

energía con el medio. El control de alguna de estas variables con la temperatura, permite la

detección de los puntos críticos, ya que los cambios de fase se reflejan como discontinuidades

en la gráfica. A continuación se describirán brevemente los métodos empleados para determinar

los valores de las temperaturas críticas Af , As, Ms y Mf .

II.4.1- Dilatometría

Esta técnica es particularmente útil para detectar la transformación martensítica

FCC/HCP en estas aleaciones, debido a la diferencia de volumen del orden de 1% a 2% entre

ambas fases. El dilatómetro utilizado es un Adamel Lhomargy, modelo LK02, que se encuentra

en el Centro Atómico Bariloche. El equipo permite variar la temperatura de las muestras entre


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300 K y 1273 K, a velocidades entre 0.01 K/s y 80 K/s. La Fig. II.8 muestra un esquema

simplificado del equipo, especialmente en lo referido al control de temperatura y origen de las

señales. [9]

Fig. II.8: Esquema del dilatómetro Adamel

El control de temperatura está constituido por un programador, un horno de imágenes y

una unidad de control tipo PID. El horno consta de dos lámparas halógenas ubicadas en sendos

espejos elípticos enfocados sobre la muestra, refrigerados con agua. La unidad PID controla las

rampas de calentamiento/enfriamiento variando la intensidad de las lámparas en función de la

diferencia entre la temperatura medida por una termocupla tipo K (Chromel-Alumel) soldada a la

muestra, y la señal de un programador. El programador permite fijar las rampas de

calentamiento/enfriamiento, la temperatura máxima que alcanzará la muestra, el tiempo durante

el cual se mantendrá dicha temperatura máxima (plateau), y eventualmente una temperatura de

plateau intermedia en el enfriamiento. Estos parámetros se indican como “Setpoints” en el

esquema de la Fig. II.8. El calentamiento de las muestras se hace en vacío, mientras que el

enfriamiento puede hacerse en vacío a velocidades bajas (hasta 1 K/s), o utilizando He paraobtener velocidades de enfriamiento mayores (hasta 30 K/s). Una modificación realizada al

equipo, extendió el intervalo de su utilización en forma continua desde 253 K hasta 1273 K. La

longitud de las muestras recomendada por el fabricante es de 12 mm.

II.4.2- Calorimetría diferencial de barrido D.S.C.

Las mediciones de calorimetría diferencial de barrido (D.S.C.) se realizaron en la

Universidad Pierre y Marie Curie, Paris VI. Esta técnica tiene la ventaja de utilizar sólo una


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pequeña cantidad de material, lo que asegura uniformidad en la distribución de temperatura y

alta resolución. El parámetro medido es la cantidad de energía intercambiada con la muestra

para mantener en cero la diferencia de temperatura con respecto a una referencia, durante una

rampa de calentamiento o enfriamiento. En la Fig. II.9a mostramos una curva típica de D.S.C.

correspondiente a una transformación martensítica.

a b

Fig. II.9: a) Medida típica de calorimetría D.S.C. de una transformación martensítica.

b) Uno de los métodos de determinación de las temperaturas de transformación en D.S.C. [10].

Una de las formas de obtener gráficamente las temperaturas críticas, es a través de los

puntos de intersección de la tangente a la mitad de la pendiente del pico de heat flow y la línea

de base, como se muestra en la Fig. II.9 b.

Experimentalmente, hemos empleado una velocidad de calentamiento de 10 K/min. Las

muestras se cortaron de chapas laminadas y templadas en agua, con una cortadora Isomet con

sierra de diamante de alta velocidad; se limpiaron y encapsularon en atmósfera inerte.

II.4.3. Rayos X

El estudio de la evolución térmica de los difractogramas (termodifractometría) permite

conocer la evolución de la cristalinidad de la muestra, caracterizar los procesos de

descomposición térmica, los cambios de fase que tienen lugar, etc. Nosotros realizamos este

análisis para la muestra laminada a temperatura ambiente, que se encuentra en estructura HCP.

El calentamiento se realizó fijando la muestra a la platina calefactora de platino. Para el control

de temperatura se le soldó una termocupla tipo K envainada en teflón.


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II.4.4. Resistividad

El equipo utilizado para realizar las mediciones de resistividad eléctrica fue fabricado en

el taller del Instituto de Física Rosario. En la Fig. II.10 vemos un esquema del mismo.

Fig. II.10: Esquema del equipo de resistividad utilizado

Posee una cámara de cobre donde se introduce la muestra, a la que previamente se lehan soldado los cables de corriente, tensión y termocupla tipo K, como se observa en la Fig.

II.11. Esta cámara está cerrada de forma tal de minimizar la convección dentro de la misma.

Fig. II.11: Preparación de la

muestra para medición de

resistividad

El calentamiento se realiza mediante un calefactor resistivo, y el enfriamiento se logra

sumergiendo en nitrógeno líquido el vástago de cobre acoplado a la cámara que aloja la

muestra.


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II.5. Caracterización de la microestructura

La caracterización de las muestras se completó con un análisis microestructuralmediante microscopía óptica y electrónica de transmisión. A continuación se describen

brevemente los equipos utilizados y los métodos de preparación de muestras.

II.5.1. Microscopía óptica

Si bien utilizamos varios microscopios ópticos, tomamos las fotografías en un Olympus

PME 3, de platina invertida disponible en nuestro laboratorio.

Las muestras deben tener una superficie especular, condición que se logra mediantecortes adecuados y una sucesión de desbastes y pulidos, mecánicos y electrolíticos. La

extracción de probetas y los cortes de las chapas laminadas se efectuaron con sierras y discos

refrigerados, o por electroerosión. Para facilitar la manipulación de las chapas de 1 mm de

espesor, las adherimos a una pastilla de resina fenólica. Los primeros desbastes fueron

mecánicos, con papeles esmeriles de carburo de silicio al agua de granulometría decreciente

entre 120 y 1000, (eventualmente 1500); en las chapas que mostraron cierta deformación debida

al laminado, empezamos con una lija más gruesa hasta lograr una superficie plana. El procesocontinúa con el pulido en paño, con pasta diamantada hasta 1 micrón. La buena terminación

alcanzada en esta etapa, es clave para obtener resultados correctos en el pulido electrolítico

posterior.

El electropulido [11] es un método ampliamente usado, tanto a nivel científico como

industrial, ya que produce una superficie de alta calidad, buena reproducibilidad, y libre de la

deformación mecánica superficial eventualmente introducida por abrasivos. La muestra metálica

funciona como ánodo en una celda electrolítica con el electrolito apropiado. La superficie se alisa

y abrillanta por la disolución anódica cu

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Tesis Druker 2009