INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL

INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL

Escuela Superior de Ingeniería Química e

Industrias Extractivas

“Efecto de Diferentes Concentraciones de Zn y Ce en la

Microestructura, Textura Cristalográfica y Propiedades Mecánicas

en Aleaciones de Mg Laminadas en Caliente”

Tesis para obtener el Grado de:

Maestro en Ciencias en Ingeniería Metalúrgica

Presenta:

Ing. Jorge Domínguez Gerardo

Directores de Tesis:

Dr. David Hernández Silva

Dr. José Victoria Hernández

Dedico este trabajo a:

Mis padres Hildegardo y Leocadia que siempre me han apoyado e inspirado a seguir adelante

Mi querida Tania por siempre estar ahí y apoyarme en este trabajo. Mis amigos que me han dado aliento cada vez que quería claudicar.

Mi buen Pancho por estar a mi lado en la elaboración de este trabajo junto con Mickey y Misha que me cuidaban.

La Dra. Rosario Silva Campos por hacerme sentir como en casa desde el Magnesium Innovation Center en Alemania, por siempre brindar apoyo en los buenos y malos momentos, su aliento para seguir adelante y sus consejos.

Mis asesores Dr. David Hernández y Dr. José Victoria que me han orientado, apoyado y corregido en mi labor con interés.

Mi escuela ESIQIE Mi alma mater el IPN

Al Helmholtz – Zentrum Geestacht sin ellos no se hubiera podido llevar a cabo

esta investigación.

Un agradecimiento singular al CONACyT por brindarme el apoyo económico y poder finalizar este trabajo.

Part of innovation trends in the automotive industry and engineering industry is the use of light materials to replace the most used metals such as aluminum or steel. In the automotive industry to create lighter, stronger cars with lower fuel consumption and higher quality components is being researched; among this type of lightweight materials is magnesium. Magnesium provides a combination of light weight, high specific strength and good moldability, however it presents fractures and low formability at room temperature. In order to improve the properties that magnesium presents, it has been alloyed with different elements such as Al, Zn, Mn, Si, Zr, Ca, Ag, Li, Cu and rare earth elements (RE). Based on various studies it has been found that magnesium alloys containing rare earth elements (RE) have improved mechanical properties and formability in comparison with that of pure magnesium. These properties are influenced by the microstructure and crystallographic texture of the sheet. Cerium, which has the potential to generate weaker textures, modify the microstructure and improve the formability of Mg alloys. The aim of this work is to explore the influence of different concentrations of Zn, Ce and different rolling schedules in alloys ZE10 and ZE11; to understand the effect of the microstructural and crystallographic texture development during hot rolling.

ZE10 and ZE11 alloys were melted in an electric furnace under inert atmosphere (Argon + SF6); Mg, Zn and Ce pure were used as feedstock. Alloys were gravity cast to billets. These ingots were machined and plaques were obtained for each alloy; subsequently they were homogenized at 400 and 450 ° C each for 16 hours. A thermomechanical treatment with two different rolling schedules was carried out; the first was at a temperature of 400 ° C with a total of 14 passes and the second rolling schedule was at a temperature of 400 ° C with a total of 18 passes both with a speed of 16 rev / min. Microstructural characterization was carried out by optical microscopy, in rolled condition and heat treatment condition. Global and local crystallographic textures of the sheets obtained were measured by X-ray diffraction and electron backscattering diffraction (EBSD). Subsequently tension and formability tests were carried out both with heat treatment and without it, in order to measure the degree of anisotropy in the sheets.

The composition of Zn and Ce on different rolling schedules clearly influenced the mechanical properties, formability of the sheets and the weakening of the crystallographic texture of alloys ZE10 and ZE11; it is also noted in the development of a finer grain size during the first rolling schedule, this a consequence of a more severe deformation in the first pass than in the second.

Parte de las tendencias de innovación de la industria automotriz e industria metalmecánica es la utilización de materiales ligeros para sustituir a los metales más usados como el aluminio o el acero. En la industria automotriz se investiga la creación de autos más ligeros, resistentes, con menor consumo de combustible y con componentes de mayor calidad; entre este tipo de materiales ligeros, se encuentra el magnesio. El magnesio da una combinación de peso ligero, alta resistencia específica y una buena capacidad de moldeo, sin embargo este presenta fracturas y baja formabilidad a temperatura ambiente. Con la finalidad de mejorar las propiedades que el magnesio presenta, se ha aleado con diferentes elementos como el Al, Zn, Mn, Si, Zr, Ca, Ag, Li, Cu y tierras raras (RE). En base a diferentes estudios se ha encontrado que las aleaciones de magnesio que contienen elementos de tierras raras (RE) mejoran las propiedades mecánicas y las formabilidad de las láminas y estas se ven influenciadas por la microestructura y la textura cristalográfica que presenta la lámina; como el Cerio, que tiene el potencial de generar texturas más débiles, modificar la microestructura y mejorar la capacidad de formabilidad en las aleaciones de Mg.

En este trabajo se exploró la influencia de diferentes concentraciones de Zn, Ce y diferentes programas de laminación en caliente en las aleaciones ZE10 y ZE11; para comprender el efecto de la microestructura y el desarrollo de la textura cristalográfica durante la laminación. Las aleaciones ZE10 y ZE11, fueron fundidas en un horno eléctrico bajo atmosfera inerte (Argón +SF6); se usó como materia

prima Mg, Zn y Ce puros, el vaciado se llevó a cabo por el proceso “gravity casting” para obtener lingotes. Estos lingotes se mandaron a maquinar y se obtuvieron placas por cada aleación; posteriormente fueron homogeneizados a 400 y 450 °C por 16 horas. Se llevó a cabo un tratamiento termomecánico con dos diferentes programas de laminación; El primero fue a una temperatura de 400°C con una velocidad de 16 vueltas/min con un total de 14 pasos y el segundo plan de laminación fue a una temperatura de 400°C con un total de 18 pasos. La caracterización microestructural se llevó a cabo por medio de microscopia óptica, en condición de laminado y en condición de tratamiento térmico. Las texturas cristalográficas globales y locales de las láminas obtenidas se midieron por medio de difracción de rayos X y difracción de electrones retrodispersados. Posteriormente se llevaron a cabo las pruebas de tensión, y pruebas de formabilidad sin tratamiento térmico y con tratamiento térmico de recocido para determinar el grado de anisotropía de las láminas obtenidas.

La composición de Zn y Ce y los diferentes programas de laminación claramente influenciaron las propiedades mecánicas, la formabilidad de las láminas y el debilitamiento de la textura cristalográfica de las aleaciones ZE10 y ZE11, así como los tamaños de grano que se desarrollaron fueron más finos para la primera laminación (R1) ya que los pasos que se ocuparon fueron más a agresivos que en la segunda laminación (R2).

Resumen ii

Índice iii

Relación de figuras, Tablas y Abreviaturas vi

Capítulo I Introducción 1

1.1 Introducción 2

1.2 Objetivo general 3

1.3 Objetivos específicos 3

Capítulo 2 Marco Teórico 4

2.1 Magnesio 6

2.2 Propiedades del Magnesio 7

2.3 Ventajas y desventajas del Magnesio 8

2.4 Cristalografía del Magnesio 9

2.5 Mecanismos de deformación 10

2.5.1 Deslizamiento cristalográfico 10

2.5.2 Sistemas de deslizamiento del Magnesio 11

2.5.3 Vector de Burgers 12

2.5.4 Maclado 13

2.5.4.1 Maclas de Tensión 14

2.5.4.2 Maclas de Compresión 14

2.5.4.3 Maclas Dobles 14

2.6 Clasificación de las aleaciones de Magnesio 14

2.6.1 Efecto de los elementos aleantes en el magnesio 15

2.7 Diagrama de fases de Mg-Ce y Ce-Mg-Zn 18

2.7.1 Sistemas Binarios 19

2.7.2 Sistema Mg – Ce 19

2.7.3 Sistema Mg – Zn 20

2.9 Anisotropía 25

2.9.1 Valor R 25

2.10 Textura cristalográfica 25

2.10.1 Textura global 27

2.10.2 Textura local (EBSD) 28

2.11 Recristalización 30

2.11.1 Recristalización discontinua o primaria 30

2.11.2 Nucleación de granos recristalizados 31

2.11.3 Crecimiento de núcleos de recristalización 31

2.11.4 Crecimiento de grano 32

2.11.5 Factores que afectan la recristalización 32

2.11.6 Efecto del tamaño inicial del grano 33

2.11.7 Efecto de partículas segunda fase 33

2.11.8 La nucleación de partículas estimuladas (PSN) 34 2.11.9 Efecto de la Textura cristalográfica en RX 34

2.11.10 Efecto de la Orientación de grano 35

2.11.11 Factores que dificultan la recristalización 35

2.11.12 Leyes de recristalización 36

2.11.13 Recristalización dinámica 36

2.11.14 Recristalización estática 36

2.12 Estado del arte 37

Capítulo III Desarrollo Experimental 40

3.1 Obtención de las aleaciones 41

3.1.1 Fusión de las aleaciones en horno eléctrico 42

3.1.2 Tratamiento térmico de homogenización 43

3.2 Procesamiento de las aleaciones 44

3.2.1 Laminado en caliente 44

3.2.1.1 Pasos en el proceso de laminación 44

3.3.1 Microscopía óptica 47 3.3.2 Textura global 47 3.3.3 Textura local 48 3.4 Caracterización mecánica 49 3.4.1 Pruebas de tensión 49 3.4.2 Pruebas de Erichsen 50

Capítulo IV Resultados y discusión 52

4.1 Caracterización microestructural 53

4.1.1 Microestructura antes y después de diferentes tratamientos térmicos de homogenización

53

4.1.2 Desarrollo microestructural del laminado en caliente 54 4.1.3 Desarrollo microestructural durante el recocido 55

4.1.3.1 Tamaño de grano de las aleaciones 58

4.1.4 Desarrollo de la textura global 61

4.1.4.1 Desarrollo de la textura global durante el recocido de la aleación ZE10

63

4.1.5 Evolución de la textura local (EBSD) 68

4.1.5.1 Análisis químico en el laminado de la aleación ZE10 R1 71

4.2 Comportamiento mecánico 72

4.2.1 Resultados y análisis sobre pruebas de tensión 72 4.2.2 Resultados y análisis sobre pruebas Erichsen 78

Conclusiones 81

Referencias bibliográficas 83

Figura 2.1 Vehículo VW Beetle con aleaciones de Magnesio 5 Figura 2.2 Vehículo Morgan EVAGT con chasis de Magnesio 6 Figura 2.3 Vehículo Volkswagen XL1 con llantas y panel de instrumentos de

Magnesio

6

Figura 2.4 Secuencia de apilamiento para la formación de la estructura HCP 9 Figura 2.5 a) Diagrama de esfuerzo para el cálculo del esfuerzo cortante

resuelto, b) fórmula para el cálculo del factor de Schmid

10

Figura 2.6 Sistemas de deslizamiento del Mg 11

Figura 2.7 Representación esquemática de la deformación por maclado. 13

Figura 2.8 Cerio 18

Figura 2.9 Diagrama de fase binario Mg – Ce 20

Figura 2.10 Diagrama de fase binario Mg – Zn 20

Figura 2.11 Diagrama de fase binario Ce – Zn 21

Figura 2.12 Calculo de la sección isotérmica del sistema ternario Mg-Ce-Zn a 300°C

22 Figura 2.13 Efecto del proceso de laminación sobre la estructura. a) en frío b)

en caliente

23 Figura 2.14 Distribución de grano a) Textura débil b) Textura fuerte c) Textura

después del laminado

27

Figura 2.15 Esquema de medición de textura con difracción de rayo-x 28 Figura 2.16 Principio de medición de EBSD y posicionamiento de la muestra 29 Figura 2.17 Generación de líneas de Kikuchi a partir de conos formados por

electrones retro-proyectados.

29

Figura 2.18 Cristalización continua 35

Figura 3.1 Secuencia de desarrollo experimental 41

Figura 3.2 Horno eléctrico y lingotes obtenidos 42

Figura 3.3 Lingotes maquinados y lámina después del proceso de laminación 44

Figura 3.4 Molino de laminación marca Mertz 45

Figura 3.5 Preparación de muestras para análisis microestructural 46 Figura 3.6 Equipos para medición de texturas a) goniómetro de texturas

PANAlytical b) Sistema de montaje para muestras c) muestras para textura global

Figura 3.9 Esquema de prueba Erichsen 51 Figura 4.1 Microestructura de a) ZE10 y b) ZE11 Sin tratamiento térmico. 53 Figura 4.2 Microestructura de ZE10 a diferentes temperaturas a) 350°C b)

400°C y c) 450°C

54

Figura 4.3 Microestructura de ZE11 a diferentes temperaturas a) 350°C b) 400°C y c) 450°C

54

Figura 4.4 Microestructuras de ZE10 a) R1, b) R2 y y ZE11 c) R1, d) R2. 55 Figura 4.5 Material ZE10 en a) y b) R1 HT400 a 20 min, c) y d) R2 HT 400 a

15 min

56

Figura 4.6 Desarrollo microestructural durante el tratamiento térmico de recocido de la aleación ZE10 a 400°C durante a) 30 seg, b) 60 seg, c) 2 min, d) 3 min, e) 15 min, f) 20 min

57

Figura 4.7 Material ZE11 en a) y b) R1 HT400 a 20 min, c) y d) R2 HT 400 a 15 min

58 Figura 4.8 Gráfica Tamaño de grano de la aleación ZE10 a diferentes

condiciones a) R1, b) Tratamiento térmico por 20 min, c) R2, d) Tratamiento térmico por 15 min

59

Figura 4.9 Gráfica Tamaño de grano de la aleación ZE11 a diferentes condiciones a) R1, b) tratamiento térmico por 20 min, c) R2, d) tratamiento térmico por 15 min.

60

Figura 4.10 Gráfica Tamaño de grano con tratamiento térmico de recocido de la aleación ZE10 R1 con diferentes tiempos.

60

Figura 4.11 Textura global de la aleación ZE10 a) R1, b) R1 HT 400°C-20 min, c) R2, d) R2 HT400°C-15 min

62

Figura 4.12 Textura global de ZE10 R1 durante el recocido a 400°C a diferentes condiciones a) R1, b) 30 seg, c) 60 seg, d) 2 min, e) 3 min, f) 15 min, g) 20 min

64

Figura 4.13 Aleación ZE10 R1 sin y con tratamiento térmico a 400°C, a) R1, b) 30 seg, c) 60 seg, d) 2 min, e) 3 min, f) 15 min g) 20 min

66 Figura 4.14 Textura global de material ZE11 a) R1, b) R1 HT 400°C-20 min, c)

R2, d) R2 HT400°C-15 min

Figura 4.17 Imágenes del MEB que muestran precipitados ricos en Ce y Zn 71 Figura 4.18 Gráficas de esfuerzo-deformación de las pruebas de tensión de la

aleación ZE10 a temperatura ambiente y con tratamiento térmico de recocido (400°C-3 min) en dirección de laminado (RD), 45° y dirección transversal (TD).

73

Figura 4.19 Gráficas de esfuerzo-deformación de las pruebas de tensión de la aleación ZE11a temperatura ambiente y con tratamiento térmico de recocido (400°C-3 min) en dirección de laminado (RD), 45° y dirección transversal (TD).

74

Figura 4.20 Esfuerzo de cedencia de las aleaciones ZE10 y ZE11 a diferentes condiciones

76 Figura 4.21 Resistencia a la tensión de las aleaciones ZE10 y ZE11 a diferentes

condiciones.

77 Figura 4.22 Propiedades mecánicas de las aleaciones ZE10 y ZE11 77 Figura 4.23 Valor R de las aleaciones ZE10 y ZE11 78

Figura 4.24 Pruebas Erichsen Realizadas 79

Tabla 2.1 Propiedades fisico químicas y térmicas del Magnesio 7 Tabla 2.2 Propiedades mecánicas, en condición de fundición del Magnesio 7 Tabla 2.3 Propiedades mecánicas del Magnesio, conformado por extrusión 8

Tabla 2.4 Comparación de propiedades 8

Tabla 2.5 Sistemas de deslizamiento 12

Tabla 2.6 Código de designación para elementos aleantes 15 Tabla 2.7 Lista de los elementos de tierras raras 17 Tabla 2.8 Composiciones de fases intermetálicas a baja temperatura 19 Tabla 3.1 Cantidades propuestas de Ce y Zn para las aleaciones ZE10 y

ZE11

42 Tabla 3.2 Análisis químico de aleaciones por medio de XRF 43

Tabla 3.3 Resumen de los procesos de laminación 45

Tabla 3.4 Figuras de polo medidas en el goniómetro de texturas en HZG 48

Tabla 4.1 Tamaño de grano después de laminado 59

Tabla 4.2 Intensidades máximas del plano 0001 de las laminaciones (R1), (R2) y con tratamiento térmico de recocido de la aleación ZE10

63 Tabla 4.3 Intensidades máximas del plano 0001 de las laminaciones uno (R1)

y con diferentes tiempos de recocido para la aleación ZE10

65 Tabla 4.4 Intensidades máximas del plano 0001 de las laminaciones (R1),

(R2) y con tratamiento térmico de recocido de la aleación ZE11

68 Tabla 4.5 Resultados de la composición de análisis químico EDS 72 Tabla 4.6 Valores de esfuerzo-deformación de las pruebas de tensión de la

aleación ZE10

74 Tabla 4.7 Valores de esfuerzo-deformación de las pruebas de tensión de la

aleación ZE11

T Esfuerzo de corte crítico resuelto

ʎ Ángulo entre la dirección de deslizamiento y la dirección de fuerza

Φ Ángulo entre F y la normal al plano de deslizamiento

σ Esfuerzo de tensión

F Fuerza

RD Dirección de laminado (siglas en inglés)

TD Dirección transversal (siglas en inglés)

Mg Magnesio

Ce Cerio

Zn Zinc

EBSD Por sus siglas en inglés, difracción de electrones retrodispersados

CRSS Esfuerzo crítico de corte resuelto

Tm Punto de fusión

FP Figuras de polos

PSN Nucleación estimulada por partículas

ODF De sus siglas en inglés: Orientation Distribution Function

MEB Microscopio electrónico de barrido

DRX Difracción de rayos X

HZG Helmholtz-Zentrum Geesthacht

HT De sus siglas en inglés, tratamiento térmico

XRF De sus siglas en inglés, X-Ray flourencense spectroscopy

SF6 Hexafloruro de azufre

TT Tratamiento térmico

IPF Figura inversa de polos

HCP Estructura hexagonal compacta

UTS Esfuerzo último a la tensión

T Temperatura

I Max Intensidad máxima

I.

1.1 INTRODUCCIÓN

En la actualidad se están llevando a cabo muchos estudios para descubrir nuevos materiales que tengan mejores propiedades mecánicas que los materiales actualmente disponibles en el mercado, como elasticidad, plasticidad, resistencia a la fluencia, dureza, fragilidad, tenacidad, ductilidad, maleabilidad, maquinabilidad, así como también resistencia química en ambientes altamente corrosivos, resistencia a la temperatura.

Es por lo anterior que se están utilizando materiales ligeros, sobre todo en la industria metalmecánica y automotriz, permitiendo la utilización de partes más ligeras, lo que reduce el peso del vehículo que es uno de los principales medios disponibles para mejorar la eficiencia del combustible y por lo tanto la reducción de emisiones contaminantes para disminuir el impacto ambiental [1], entre este tipo de materiales ligeros, se encuentra el Mg; dando una combinación de peso ligero, alta resistencia específica y una buena capacidad de moldeo.

El magnesio presenta una estructura hexagonal compacta lo que limita el número de sistemas de deslizamiento, que son los responsables de una anisotropía plástica intrínseca, baja elongación y formabilidad limitada [2]. Los mecanismos de mayor importancia que incrementan las propiedades mecánicas de aleaciones de magnesio son endurecimiento por precipitación y endurecimiento por solución sólida.

La microestructura y la textura cristalográfica de las láminas de magnesio son generalmente determinadas por los parámetros de procesamiento aplicados durante la laminación. Las aleaciones de magnesio convencionales, tal como la aleación AZ31, tienen una variación en la intensidad de la textura basal que orienta preferencialmente los planos basales hacia los planos de la lámina [3], también se ha demostrado que las aleaciones que contienen una adición de

elementos de tierras raras desarrollan una textura diferente si el proceso de laminación es cuidadosamente ajustado.

Este trabajo tiene como objetivo analizar los mecanismos que determinan la microestructura y el desarrollo de la textura cristalográfica durante la laminación en aleaciones ternarias Mg – Ce – Zn con diferentes adiciones de Ce donde se puedan desarrollar texturas más débiles y determinar el comportamiento de los materiales.

OBJETIVOS

1.2 Objetivo general

El objetivo principal de este trabajo es explorar la influencia de diferentes concentraciones de Zn y Ce en diferentes programas de laminación sobre el desarrollo microestructural, textura cristalográfica y propiedades mecánicas de aleaciones de Mg laminadas en caliente.

1.3 Objetivos específicos

 Obtener por medio de fusión las aleaciones base magnesio ZE10 y ZE11

 Establecer los parámetros óptimos del tratamiento termomecánico, como: tratamientos térmicos de homogenización, temperatura de laminación y programas de laminación (número de pasos).

 Desarrollar un análisis del efecto de la adición de Zn y Ce y tratamiento térmico de recocido a diferentes tiempos sobre la evolución microestructural y de textura cristalográfica.

 Evaluar el comportamiento mecánico de las aleaciones mediante pruebas de tensión y de formabilidad sin tratamiento termico y con tratamiento térmico de recocido

II.

2. Marco teórico

El uso de aleaciones de magnesio en partes de los automóviles ya es un hecho, como en el caso del VW-Beetle (figura 2.1) que es el más famoso ejemplo, desde el inicio de su producción en el año 1939, se añadieron varias partes, como el cárter principal, los engranajes del cigüeñal, el cárter de la caja de cambios, varias cubiertas y el brazo de un generador de energía eléctrica, hasta que el peso total del magnesio alcanzó los 17 kg en 1962, lo que significó una reducción de 50 kg de la masa total en comparación con el acero. [4]

Algunas otras partes de equipos que están diseñadas con Mg son las cubiertas de tractores hechas de fundición, marcos, llantas, paneles de instrumentos, aspas de ventilador en torres de enfriamiento, por mencionar algunos.

Figura 2.1 Vehículo VW Beetle con partes de Magnesio [4]

Las aleaciones del magnesio se utilizan actualmente en cantidades relativamente pequeñas de piezas de automóviles, por ejemplo el chasis; la compañía Morgan está dirigiendo un proyecto para adoptar una nueva aleación de magnesio, para su uso en un chasis del automóvil (figura 2.2), que promete ser más ligero y pueda ser utilizado todos los días. Cuando se usa en aleaciones, el magnesio tiene la más alta relación resistencia-peso de todos los materiales estructurales [1]. Siendo 36% más ligero que el Aluminio y 78% más ligero que el hierro.

Figura 2.2 Vehículo Morgan EVA GT con chasis de magnesio

Otros autos, también han optado por utilizar el Magnesio para sus vehículos, como es el caso del Volkswagen XL1 (figura 2.3) que cuenta con llantas y panel de instrumentos de este material, siendo el auto híbrido con el menor consumo de combustible en el mercado 0.9L/100 km;

Figura 2.3 Vehículo Volkswagen XL1 con llantas y panel de instrumentos de Magnesio [6]

2.1 Magnesio

El magnesio pertenece a los metales alcalinotérreos, que ocupan el segundo grupo principal de la tabla periódica de los elementos. Fue descubierta en el siglo XVIII y el nombre procede de la Prefectura de Magnesia, que en griego designaba una región de Tesalia (Grecia). Este metal blanco–plateado es el octavo elemento más abundante, que comprende un 2,7% de la corteza terrestre. Además el ion de magnesio se encuentra disuelto hasta ~0.13 % en el agua de mar, siendo el 5°

elemento más abundante en el planeta. Considerando que la tierra está cubierta en un 75% por agua y que el 97% del agua es salada, lo que representa una enorme fuente de magnesio [5]. Debido a su alta reactividad, el magnesio no se encuentra en forma elemental en la naturaleza pero sólo en complejos químicos, ampliamente distribuidos en las estructuras de la roca, el agua de mar y en el suelo de los lagos.

2.2 Propiedades del Magnesio

A continuación, se presentan los principales datos de propiedades para el Magnesio puro.

Tabla 2. 1 Propiedades físico-químicas y térmicas del Magnesio [6]

PROPIEDADES FISICO QUIMICAS Y TERMICAS

Densidad (temperatura ambiente) 1.74 [g/cm3]

Estructura cristalina Hexagonal con parámetros

a=0.32092 [nm], c= 0.52105 [nm] Relación c/a 1.6236 Número atómico 12 Peso atómico 24.3050 Diámetro atómico 0.320 [nm] Punto de fusión 650 [°C] Punto de ebullición 1090 [°C]

Porcentaje de expansión volumétrica 4.2

Calor específico a presión constante

(Cp) 1.025 [KJ/KgK]

Conductividad Térmica 159 [W/mK]

Tabla 2. 2 Propiedades mecánicas, en condición de fundición del Magnesio [5].

PROPIEDADES MECÁNICAS (FUNDICION)

Módulo de Young 44 [GPa]

Esfuerzo de fluencia a la tensión 21 [MPa]

Esfuerzo de fluencia a la compresión 21 [MPa]

Esfuerzo último de tensión 90 [MPa]

Coeficiente de Poisson 0.35

Tabla 2. 3 Propiedades mecánicas del Magnesio, conformado por extrusión [5].

PROPIEDADES MECÁNICAS (BARRA EXTRUIDA)

Módulo de Young 44 [GPa]

Esfuerzo de fluencia a la tensión 69-105 [MPa]

Esfuerzo de fluencia a la compresión 34-55 [MPa]

Esfuerzo último de tensión 165-205 [MPa]

Coeficiente de Poisson 0.35

Porcentaje de elongación 5-8 [%]

Tabla 2.4 Comparación de propiedades [7]

PROPIEDAD MAGNESIO (AZ31) ALUMINIO (280) ACERO GALVANIZADO Densidad (g/cm3) 1.77 2.68 7.8

Esfuerzo de Cedencia (MPa) 220 159 200

Esfuerzo ultimo a la Tensión (MPa) 290 324 320

Módulo de Elasticidad (GPa) 45 71 210

Punto de Fusión (°C) 630 595 1515

2.3 Ventajas y desventajas del magnesio.

El magnesio posee un amplio conjunto de ventajas que posibilitan su empleo en diferentes aplicaciones. Entre las principales ventajas se citan [10]:

 Densidad más baja entre todos los materiales estructurales.

 Alta resistencia específica.

 Buena aptitud para el moldeo, adecuación para moldes de alta presión.

 Validez para el mecanizado (fresado/torneado) a altas velocidades.

 Buena soldabilidad bajo atmósfera controlada.

 Mejor resistencia a la corrosión en el caso del magnesio puro.

 Frente a los materiales poliméricos: mejores propiedades mecánicas, resistencia al envejecimiento, mejor conductividad eléctrica y térmica, y reciclado.

El magnesio presenta una serie de desventajas que deben tenerse en cuenta:

 Pobre resistencia a fluencia para temperaturas superiores a 100ºC.

 Baja resistencia a la corrosión debida: a la influencia del ambiente, a su alta electronegatividad en comparación con el aluminio y el acero, o a las variaciones en los requerimientos (corrosión debida a rotura por estrés).

 Bajo módulo de elasticidad.

 Elevada contracción durante la solidificación.

 Dificultad para ser trabajado en frío y rigidez.

 Alta reactividad química.

2.4 Cristalografía del Magnesio

El magnesio cristaliza en una estructura hexagonal compacta (HCP), con una relación c/a =1.6236 sumamente cercana a la relación teórica de 1.633. El tamaño de los parámetros de celda que presenta son a=0.32092 [nm], c= 0.52105 [nm], mismos que tienden a incrementarse al aumentar la temperatura. La celda unitaria se compone de tres ejes a1 = a2 ≠c y ángulos correspondientes α=β=90°, γ=120°. Las secuencias de apilamiento de HCP y las estructuras de la FCC son diferentes. La secuencia de apilamiento de la FCC (face centered cubic) es. ABCABC, mientras que HCP es ABABAB [5].

2.5 Mecanismos de Deformación

La deformación plástica de los materiales cristalinos ocurre por esfuerzo cortante revelando un cambio físico en su forma externa conservando su estructura cristalina. Esto es usualmente asociado con una rotación de la red y por lo tanto un cambio en la orientación de los cristales [11]. Este cambio de orientación depende de los mecanismos de deformación y de su cristalografía. Existen dos principales mecanismos de deformación los cuales son deslizamiento cristalográfico por movimiento de dislocaciones y maclado [7].

2.5.1 Deslizamiento Cristalográfico

El deslizamiento cristalográfico es el más importante y predominante mecanismo de deformación en materiales dúctiles. Durante el deslizamiento bloques completos del cristal son desplazados paralelamente a los planos cristalográficos por múltiplos enteros de espaciamientos atómicos. El inicio de la deformación plástica es usualmente caracterizado por el esfuerzo de cedencia y está relacionado con el inicio del movimiento de dislocaciones. Este movimiento de dislocaciones toma lugar a lo largo de los planos de mayor densidad atómica y en la dirección de mayor empaquetamiento y es impulsado por un esfuerzo de corte resuelto (ECR) paralelo a la dirección de los planos de deslizamiento [7].

Figura 2.5 a) Diagrama de esfuerzo para el cálculo del esfuerzo cortante resuelto, b) fórmula para el cálculo del factor de Schmid [11].

a) _b)

Dirección de Deslizamiento

Plano de deslizamiento

2.5.2 Sistemas de Deslizamiento del Magnesio

La activación de sistemas de deslizamiento en las estructuras HCP depende fuertemente de la relación c/a, en el caso del magnesio la relación c/a es cercana al valor ideal (c / a = 1.633).

El plano (0001) con dirección 〈 ̅ 〉 es el sistema de deslizamiento más fácil de activar, entre menor densidad de empaquetamiento los vectores de Burgers son más grandes y más difíciles de activar. Por lo tanto, los sistemas de deslizamiento no basales solo pueden ser activados a altos valores de esfuerzo crítico resuelto [12].

Figura 2.6 Sistemas de deslizamiento del Mg [13]

El plano (0001) con dirección es el sistema de deslizamiento más fácil de activar, entre menor densidad de empaquetamiento los vectores de Burgers son más

grandes y más difíciles de activar. Por lo tanto, los sistemas de deslizamiento no basales solo pueden ser activados a altos valores de esfuerzo crítico.

El maclado es un mecanismo adicional que puede compensar la ausencia de los sistemas de deslizamiento. Sin embargo, éste mecanismo representa solo la mitad de un sistema independiente, por otra parte el maclado puede ayudar a la activación del deslizamiento prismático piramidal porque éste produce un cambio considerable en la orientación del cristal, el cual puede favorecer el deslizamiento no basal con respecto al eje en que se aplica el esfuerzo [5].

El magnesio puro y sus aleaciones convencionales muestran una tendencia de fragilidad debido a defectos intercristalinos y fracturas transcristalinas en zonas macladas o en el plano basal {0001} con tamaños de grano grande. Sobre los 225 °C, se activan nuevos sistemas de deslizamiento y el magnesio repentinamente muestra un buen comportamiento de deformación, sugiriendo que grandes deformaciones sólo ocurren arriba de ésta temperatura [7, 5].

Tabla 2.5 Sistemas de Deslizamiento [6]

Vector de Burgers Plano de Deslizamiento Dirección de Deslizamiento No. de Sistemas de Deslizamiento Total Independiente <a> Basal (0001) <11 20> 3 2 <a> Prismático {10 10} <11 20> 3 2 <a> Piramidal {10 11} <11 20> 6 4 <c+a> Piramidal {11 12} <11 23> 6 5 2.5.3 Vector de Burgers

El vector de burgers b se define como aquel vector de la red, necesario para cerrar un circuito de Burgers que encierra una línea de dislocación. Suponiendo que se traza un camino en una red atómica cristalina que recorra el mismo número de átomos en una dirección. En términos generales el vector de burgers es el vector que define la magnitud y la dirección del deslizamiento. Por lo tanto, esta es

el rasgo característico de una dislocación, se sabe que para una dislocación de borde el vector de burgers es perpendicular a la línea de dislocación, mientras que para una dislocación de tornillo el vector de burgers es paralelo a la línea de dislocación. Una forma conveniente de definir el vector de burgers de una dislocación es con un circuito de burgers. Si se considerando una dislocación de borde positiva, si se comienza en un punto de la red y se imagina un camino con sentido a las manecillas del reloj de un átomo a otro átomo con una distancia igual en cada dirección, se encuentra que al final del camino el circuito no cierra. Si se traza un vector de burgers en una dislocación de tornillo, se puede notar que el cierre del circuito apunta hacia afuera de la cara frontal [11,14].

2.5.4 Maclado

El maclado, es el segundo mecanismo más importante por el cual se deforma un metal. Es de gran importancia para los sistemas en los que la deformación por deslizamiento es difícil. La deformación por maclado es un proceso en el que una región del cristal se somete a un esfuerzo, produciendo una región con una orientación diferente con respecto a la estructura original [11].

Figura 2.7 Representación esquemática de la deformación por maclado [11].

En el magnesio el maclado es un mecanismo de deformación, que es particularmente importante a temperatura ambiente, debido a la falta de suficientes sistemas de deslizamiento. A temperatura ambiente el maclado es el único

mecanismo de deformación a lo largo del eje c. Para todos los metales hexagonales a bajas temperaturas, la deformación por maclado ocurre en el plano ( ̅ ) [7].

2.5.4.1 Maclas de tensión

Las maclas en tensión proporcionan extensión a lo largo del eje c en magnesio. Por ejemplo cuando un cristal con su plano basal está orientado perpendicular al plano de laminación, éste experimentará una rotación de 86.3° y * ̅ + 〈 ̅ 〉 se convertirá en una orientación muy cercana a la basal y entonces un futuro maclado no podrá ocurrir. Este tipo de maclado es llamado maclas de tensión (tensión twinning) y se ve favorecido cuando el eje c está bajo extensión o cuando la contracción es aplicada perpendicular al eje c [7].

2.5.4.2 Maclas de compresión

Este tipo de maclas se generan cuando una fuerza es aplicada paralelamente al eje C, la cual tienen la capacidad de distribuir los esfuerzos de compresión en esa misma dirección, introduciendo una expansión perpendicular a la dirección de la fuerza aplicada. En este sistema los planos basales son rotados en la misma dirección 〈 ̅ 〉 como en maclado en tensión * ̅ + pero con una rotación de 56.2° [7, 8].

2.5.4.3 Maclas dobles

Cuando un segundo mecanismo de maclado ocurre dentro de maclas primarias, se dice que hubo un maclado secundario (Double twinning) y generalmente se forman maclas en compresión, seguido de un segundo maclado en tensión * ̅ + [7].

2.6 Clasificación de las aleaciones de magnesio

La adición de distintos elementos aleantes al Magnesio ha generado la necesidad de contar con un sistema de designación para las nuevas aleaciones

generadas. Los elementos aleantes serán indicados por medio de letras, mientras que la cantidad presente de los mismos se expresara con un número. También indica pequeñas variaciones entre aleaciones de una misma composición general, o si esta fue sometida a algún proceso termo-mecánico [6].

La primera parte Indica los dos principales elementos aleantes. El orden estará dado por el elemento presente en mayor cantidad; la segunda parte consiste de dos números, los cuales indican la cantidad presente de elementos aleantes. El primer número corresponderá al porcentaje en peso del elemento con mayor presencia, mientras que el siguiente representa el mismo dato para el segundo elemento.

Tabla 2.6 Código de designación para elementos aleantes [6].

Código Elemento Aleante Código Elemento Aleante

A Aluminio M Manganeso

B Bismuto N Niquel

C Cobre Q Plata

D Cadmio R Cromo

E Elementos Tierras Raras S Silicio

F Hierro T Estaño

G Magnesio W Ytrio

H Torio Y Antimonio

K Zirconio Z Zinc

L Litio

2.6.1 Efecto de los elementos aleantes en el magnesio

El uso de elementos aleantes en el Magnesio ha permitido que este sea utilizable para algunas aplicaciones ingenieriles. La cantidad de elementos aleantes disponibles con tamaño atómico apropiado para el magnesio es relativamente extensa. A continuación se mencionan algunos:

Aluminio. Ocasiona un incremento en la resistencia a bajas concentraciones,

ocasionados por este elemento se deben principalmente a la formación de una fase secundaria denominada β-Mg17Al12. En pequeñas cantidades, esta

proporciona un ligero incremento en la resistencia mecánica, mientras que mejora la ductilidad a temperaturas medias [7, 6, 15].

Zinc. Mejora principalmente la resistencia mecánica, sobre todo a

concentraciones mayores a un 3%. En combinación con el aluminio, puede incrementar aún más la resistencia del Mg [6]. Sin embargo, en conjunto con elementos de tierras raras, adiciones de entre 1.8 y 3.8% en peso pueden disminuir la resistencia y la ductilidad. Esto debido a que el Zinc disminuye la solubilidad de los elementos de tierras raras en el Mg [16], promoviendo la aparición de precipitados.

Manganeso. Se suele agregar en conjunto con otros elementos para formar

fases secundarias. Aumenta el esfuerzo de fluencia y la resistencia a la corrosión de aleaciones Mg-Al-Zn y Mg-Al. Puede agregarse con elementos de tierras raras para mejorar aún más la resistencia [17].

Zirconio. Es utilizado como agente refinador de grano. Debido a los cambios en

la microestructura, incrementa tanto la resistencia como la ductilidad. En conjunto con otros elementos comunes, reduce su efecto de refinamiento [17].

Calcio. Es sumamente utilizado en aleaciones Mg-Al. Incrementa las

propiedades mecánicas debido al refinamiento microestructural que produce. Plata. Contribuye a mejorar la resistencia y el comportamiento a altas temperaturas [18].

Elementos de tierras raras.

Aunque el nombre de tierras raras podría llevar a la conclusión de que se trata de elementos escasos en la corteza terrestre, algunos elementos como el cerio, el itrio y el neodimio son más abundantes. Son el grupo de elementos con

número atómico del 57 al 71; están representados en una casilla en la familia IIIA de la tabla periódica [16].

Tabla 2. 7 Lista de los elementos de tierras raras [16].

Símbolo Nombre Sc Scandio Y Ytrio La Lantano Ce Cerio Pr Praseodomio Nd Neodimio Pm Prometio Sm Samario Eu Europio Gd Gadolinio Tb Terbio Dy Disprosio Ho Holmio Er Erbio Tm Tulio Yb Yterbio Lu Luterio

Los efectos que pueden ocasionar la presencia de elementos de tierras raras en el Magnesio pueden ser: Reducción de fases con baja resistencia en altas temperatura, refinamiento de grano e Incremento de la resistencia y la ductilidad y resistencia a la corrosión.

La presencia de los átomos de tierras raras en la celda cristalina del Mg ocasionará un cambio en la relación c/a. Este cambio en el empaquetamiento, hará que los planos piramidales tengan una densidad planar más elevada, aumentando el número de sistemas de deslizamiento y con ello, la plasticidad. Este último aspecto resulta de gran interés, ya que se ha vuelto uno de los puntos clave para el aumento de la capacidad de conformado en frío y en caliente de las aleaciones de Magnesio. No obstante, las diferencias entre dichos efectos dependerán de aspectos como: el radio atómico, la estructura

cristalina, la masa atómica, la electronegatividad y muy importante su solubilidad con el resto de los componentes de la aleación. A pesar de las ventajas anteriores, las aleaciones de Magnesio dopadas únicamente con elementos de tierras raras pueden resultar relativamente costosas en comparación con una aleación con elementos comunes, lo cual dificulta su posible uso en diversas aplicaciones [17].

Como ya se ha mencionado, la adición de elementos de tierras raras mejora, principalmente, las propiedades mecánicas del magnesio. Naturalmente, estas propiedades están relacionadas con los las fases formadas por la presencia de estos elementos en conjunto con el Mg.

Cerio

El cerio es un elemento químico de símbolo Ce y número atómico 58. Es uno de los 14 elementos químicos que siguen al lantano en la tabla periódica, denominados por ello lantánidos. Es un metal blando, de color gris metálico similar al hierro, dúctil, que se oxida fácilmente al contacto con el aire y se torna pardo rojizo. El cerio es el más abundante de los elementos de las tierras raras, su abundancia representa solo el 0,0046% en peso de la corteza terrestre, donde aparece disperso en diversos minerales, como la cerita, bastnasita y monacita [19].

El Cerio tiene el potencial de modificar la microestructura y mejorar la capacidad de formabilidad en las aleaciones de Mg [3].

2.7 Dia

grama de fases de Mg-Ce, Mg - Zn y Ce-Mg-Zn

La adición de Ce en aleaciones comerciales AZ tiene un gran potencial para el desarrollo de aleaciones de Mg con una mejor formabilidad y resistencia a la

fluencia. Debido a que la solubilidad en estado sólido del Ce en (Mg) solución sólida es extremadamente baja, se espera que la precipitación de compuestos intermetálicos que contienen Ce incluso a bajas concentraciones [20].

Adiciones de Ce para aleaciones comerciales AZ tienen el potencial de modificar la microestructura y mejorar la capacidad de formabilidad. El estudio del sistema ternario Ce-Mg-Zn proporciona información acerca del equilibrio de fases entre la matriz y las fases precipitantes del Mg [20,21].

2.7.1 Sistemas Binarios.

El sistema ternario Ce-Mg-Zn contiene tres subsistemas binarios:

Mg-Ce, Mg-Zn y Ce-Zn. Una breve descripción de los diagramas de fase binarios se presenta a continuación [20].

2.7.2 Sistema Mg – Ce

El diagrama de fases Mg-Ce se presenta en la figura 2.9. Contiene seis compuestos intermetálicos. Sólo cuatro de ellos son estables a 350 ◦C. Se ha estudiado el diagrama de fase binaria Mg-Ce en toda la gama de concentraciones, pero las composiciones de las fases intermetálicas y sus rangos de homogeneidad no se han determinado exactamente. La solución sólida oscila compuestos de Mg12Ce y Mg3Ce se representan con líneas de puntos en el diagrama de fases

(Fig. 2.6) [20, 22].

Los componentes de fase se presentan en la Tabla 2.8.

Tabla 2.8. Composiciones de fases intermetálicas a baja temperatura [20] Fase Composición de Fase Mg (%) Ce (%) Mg12Ce 92.31 7.69 Mg41Ce5 89.13 10.87 Mg3Ce 75 25 MgCe 50 50

Figura 2.9 Diagrama de fase binario Mg-Ce [20]

2.7.3 Sistema Mg - Zn

El diagrama de fases que se muestra en la figura 2.10 consta de cinco fases intermetálicas. Todas ellas tienen rangos de homogeneidad, pero están marcados como líneas discontinuas en los diagramas de fases ilustradas en la figura 2.10

2.7.4 Sistema Ce – Zn

El diagrama de fases Ce-Zn se muestra en la figura 2.11. Todas las fases tienen altas temperaturas de formación. Por lo tanto potencialmente pueden precipitar o existir en el equilibrio de fases ternario Ce-Mg-Zn

Figura 2.11 Diagrama de fase binario Ce-Zn [20].

2.7.5 Sistema ternario Mg – Ce – Zn

El Sistema binario Mg- Zn es uno de los sistemas básicos de las aleaciones de magnesio; debido a la baja temperatura de fusión, las aleaciones binarias Mg-Zn no pueden trabajar a temperaturas elevadas. Sin embargo, la adición de elementos de tierras raras puede mejorar las propiedades mecánicas de las aleaciones, especialmente a temperaturas elevadas. El cerio es uno de los elementos de modificación para las aleaciones binarias Mg-Zn. La formación de compuestos intermetálicos con cerio puede mejorar la resistencia a la fluencia y la resistencia de las aleaciones de Mg-Zn a temperaturas elevadas. Sin embargo, la información acerca de los compuestos intermetálicos en el sistema ternario Mg-Zn-Ce es limitada [20,22].

Se han llevado a cabo estudios experimentales para determinar una base de datos que pueden proveer información de los equilibrios de fase y varias cantidades termodinámicas, con aleaciones ternarias. En el sistema ternario de la figura 2.12, fue evaluada la sección isotérmica a 300ºC, con datos experimentales.

Figura 2.12 Calculo de la sección isotérmica del sistema ternario Mg-Ce-Zn a 300°C [20].

2.8 Laminación en aleaciones de Magnesio.

La producción de las láminas de magnesio es escasa en comparación con los productos de fundición. Debido a la poca capacidad que presentan este tipo de aleaciones para ser conformadas a temperatura ambiente. La estructura de tipo hexagonal, únicamente permite deslizamiento en los planos basales, ocasionando una baja ductilidad. Lo anterior, en conjunto con un comportamiento a la deformación altamente anisotrópico, produce concentración de esfuerzos en los límites de grano y provoca fallas durante la laminación [5,17].

La laminación de aleaciones base Magnesio se realiza, en mayor medida, en caliente; esto se debe a que la capacidad de conformado de dichas aleaciones mejora considerablemente al incrementarse la temperatura. Debido a la estrecha relación que existe entre el tamaño de grano y las propiedades mecánicas, resulta necesario controlar cuidadosamente los parámetros del proceso – temperatura, velocidad y porcentaje de deformación – lo que permite obtener un tamaño de grano reducido, dando como resultado una mayor resistencia mecánica y ductilidad.

Figura 2.13 Efecto del proceso de laminación sobre la estructura. a) En frío b) en caliente [17].

Hoy en día, la laminación es el medio más económico para reducir la sección transversal de un material, y tiene por esto un gran campo de aplicaciones tanto en frío como en caliente. Algunas de sus características y limitaciones son:

Laminación en frío [27]:

 Buen acabado superficial

 Buen control dimensional

 Bajo porcentaje de reducción posible. Se hace necesario un recocido para aliviar tensiones por deformación plástica en frío (acritud)

A

Laminación en caliente:

 Posibilidad de altos porcentajes de reducción

 Deficiente acabado superficial

 Limitado control dimensional

 Menores cargas de deformación

Los elementos de tierras raras han demostrado incrementar la plasticidad a temperatura ambiente de estas aleaciones. En algunos sistemas Mg-Re, la adición de incluso 0.1%wt de tierras raras como cerio, Lantano, Praseodimio o Neodimio, consigue mejoras en la ductilidad. Este cambio se debe, principalmente, a la formación de nuevos intermetálicos, estos inhiben el crecimiento de grano [3, 24].

Como se mencionó anteriormente, la laminación en caliente es el proceso más empleado para la fabricación de láminas de Magnesio; para estos sistemas, como ya es sabido, la presencia de Aluminio y Zinc incrementa su ductilidad a cualquier temperatura. Llevándose el procesamiento de este grupo de aleaciones en caliente. Lo anterior, se debe a que al incrementarse la temperatura (a partir de 200°C) la ductilidad mejora considerablemente, permitiendo incrementar los porcentajes de reducción y velocidades de deformación.

Los efectos de la laminación en caliente tienen importantes consecuencias en la microestructura y propiedades mecánicas, debido a múltiples fenómenos ocurridos durante la deformación. Para los casos con temperatura alta, la elevada cantidad de energía permite la eliminación de defectos en la red cristalina, el reacomodo de dislocaciones y liberación de esfuerzos. Así mismo, proporciona suficiente energía para superar la energía de activación del material, con lo que se favorecerá el crecimiento del grano recristalizado [28].

2.9 Anisotropía

La anisotropía es una característica final de un metal deformado y consiste en que sus propiedades mecánicas cambian con respecto a la dirección en que éstas son medidas. La complejidad de la deformación plástica que sufra el material incrementa la complejidad de la anisotropía. Esencialmente, hay dos fuentes de anisotropía. La primera, es la ya mencionada textura, y también se le llama anisotropía cristalográfica. Este tipo puede afectar fuertemente el esfuerzo de cedencia [25].

El segundo tipo se presenta cuando se produce una alineación de inclusiones o partículas de segundas fases a lo largo de direcciones específicas.

2.9.1 Valor R

El parámetro R se define como el cociente de la deformación verdadera del ancho sobre la deformación verdadera del espesor en una prueba de tensión de una muestra cortada de una lámina.

El significado físico de esto equivale a que si el valor es igual a uno indicaría resistencia al flujo igual en el plano > a través del espesor de la lámina; un valor de R > 1 indica que el promedio de la resistencia en el plano de la lámina es menor que en el espesor y viceversa para la situación donde R < 1. Es importante mencionar que la profundidad que se puede obtener al formar una copa está relacionada con la magnitud de R, ya que un valor alto de este parámetro significa que la lámina resiste el adelgazamiento y este parámetro a su vez depende fuertemente de la textura cristalográfica que se tenga en la lámina [25].

2.10 Textura cristalográfica

La textura cristalográfica es la distribución de orientaciones cristalinas en un policristal. Dicha distribución de orientaciones es una consecuencia de las condiciones de formación del policristal [30]. La textura es una “variable” más que caracteriza la microestructura de los materiales. Muchas propiedades de los

materiales no son tanto dependientes de su naturaleza, a escala atómica, como de la que poseen a escala “mesoscópica” (por encima de 100 nm). Así, la textura puede considerarse una extensión de las características microestructurales accesibles mediante la metalografía, en tanto que ésta permite conocer la forma y tamaño de los granos que comprenden un agregado policristalino o policristal. Muchas propiedades físicas de los materiales son anisótropas: dependen de la dirección de la muestra en que se midan como las propiedades mecánicas y propiedades magnéticas [31].

Un material con textura aproximada a lo aleatorio presentará un comportamiento isotrópico en el valor de sus propiedades lo cual también influye en sus propiedades mecánicas. Se sabe que la mayoría de los materiales presentan una orientación preferencial (textura) por ser producto de algún tratamiento termomecánico [32], Durante laminación se genera una orientación preferencial en la dirección de laminación por lo que el material laminado adquiere textura [33]. La textura cristalográfica es importante ya que la activación de diferentes sistemas de deslizamiento depende de ella [34].

La textura global describe la textura cristalográfica representativa del volumen del material. Esta última textura se obtiene en la mayoría de los casos utilizando técnicas de caracterización globales como la difracción de rayos X y de neutrones [35].

El término textura local describe la determinación, manipulación y representación de la orientación cristalográfica individual de un número elevado de granos en una zona localizada del material utilizando técnicas como el EBSD [9].

El término mesotextura describe la determinación y representación de las desorientaciones relativas entre granos y de las distribuciones de los tipos de fronteras de grano así como su cantidad relativa (o frecuencia) obtenidas a partir de mediciones de microtextura [9, 35].

[36]

Figura 2.14 Distribución de grano a) Textura débil, b) Textura fuerte, c) Textura después del laminado

2.10.1Textura global

La macrotextura mide la fracción de volumen de una familia de planos cristalográficos en particular con respecto a un sistema de coordenadas de una muestra. La textura obtenida de esta forma es un valor promedio del volumen total de la muestra [7].

Los datos experimentales necesarios para describir la textura global de las aleaciones se obtienen a partir de las figuras de polos medidas por difracción de rayos X, empleando el método de reflexión. El fundamento de esta técnica es la ley de Bragg. Para la medición de las figuras de polos, se utiliza un dispositivo conocido como goniómetro de textura. En un arreglo experimental se elige la posición relativa entre el detector y el tubo de rayos X (dada por el ángulo 2θ) de forma tal que, en el material estudiado y los planos (hkl) seleccionados para la medición de la figura de polo, se cumpla la relación: 2dhkl senθ=λ.

Figura 2.15 Esquema de medición de textura con difracción de rayo-x

2.10.2 Textura local (EBSD)

La difracción de electrones retro-proyectados (EBSD) es una de las técnicas más utilizadas en el análisis de aspectos relacionados con la cristalografía de materiales de ingeniería. Su versatilidad y ventaja frente a otras técnicas, como la difracción de rayos X, ha permitido que investigadores de todo el mundo en los más diversos campos de la ciencia e ingeniería de materiales, la hayan comenzado a explorar y sacar el máximo provecho posible.

Entre los aspectos más relevantes que pueden ser calculados por esta técnica se encuentran la textura (orientación cristalina preferencial grano a grano), las funciones de distribución de orientación, el tamaño promedio y la distribución del tamaño de grano, el tipo y cantidad de fases (que incluyen partículas de precipitados), desorientación entre dos o más granos, etc [37].

El sistema EBSD que detecta y analiza electrones retro-proyectados, puede ser adaptado a un microscopio electrónico de barrido o de transmisión (Scanning Electron Microscopy: SEM o Transmission Electron Microscopy-TEM) que proporcionan el haz de electrones necesario que al incidir sobre la muestra parte de ellos sufren difracción, los cuales se conocen como electrones retro-proyectados.

Esta adaptación permite combinar la técnica EBSD con imágenes obtenidas en el SEM o TEM a través de electrones secundarios (Secundary Electrons-SE) o electrones retro-dispersos (Backscattered Scanning Electron Microscopy-BSEM) e incluso con resultados de micro-análisis químico EDS y WDS para ser mejor aprovechada.

La técnica EBSD se basa en el análisis de patrones de difracción conocidos como líneas, bandas o patrones de Kikuchi, las cuales están directamente relacionadas con la estructura reticular de la red cristalina en la región del material analizado. Estas líneas son bandas de alta intensidad obtenidas por la difracción de electrones retro-proyectados que resultan cuando la superficie del material en estudio es impactada con un haz de electrones. Estos interactúan con los átomos ubicados en los planos atómicos favorecidos por la ley de Bragg, haciendo que muchos de ellos sufran difracción.

Figura 2.17 Generación de líneas de Kikuchi a partir de conos formados por electrones retro-proyectados, [37]. Figura 2.16 Principio de medición de EBSD y

2.11 RECRISTALIZACIÓN

La recristalización es un proceso muy importante en la cual se consumen las dislocaciones partiendo de un proceso de recuperación, lo cual da lugar a la formación de nuevos granos libres o con un número menor de dislocaciones a partir de granos deformados. Como resultado de este proceso se obtienen metales con un bajo número de dislocaciones por lo que el material desarrolla una baja resistencia y una alta ductilidad. Se conocen 2 tipos de recristalización: recristalización dinámica y recristalización estática. La recristalización dinámica ocurre durante el proceso de deformación, generalmente a alta temperatura, tal como laminación en caliente y la recristalización estática ocurre durante el proceso de recocido a alta temperatura [38].

2.11.1 Recristalización discontinua o primaria

La recristalización implica la nucleación y el crecimiento de granos libres de deformación en ciertas áreas del material, que crecen para consumir la microestructura deformada o recuperada. Este tipo de recristalización se conoce comúnmente como la recristalización primaria (para distinguirla de recristalización secundaria o el crecimiento anormal del grano) o recristalización discontinua (para distinguirla de la recristalización continua).

La recristalización se puede dividir en 2 etapas:

 nucleación de nuevos granos libres de deformación

 el crecimiento del grano durante el cual nuevos granos reemplazan el metal deformado

Aunque estos procesos ocurren consecutivamente para cualquier grano particular, se producen al mismo tiempo en un momento dado a lo largo de una microestructura recristalizada. Se notará un tiempo de incubación finita antes de que ocurra la nucleación de los granos recristalizados.

Debido a la naturaleza discontinua, lo que requiere una etapa de nucleación antes del crecimiento de grano, este tipo de recristalización también se conoce como la recristalización discontinua [33, 39].

2.11.2 Nucleación de granos recristalizados

Un núcleo de la recristalización se define como un cristalito de baja energía interna creciente en el material deformado de la que está separada por un límite de grano de ángulo alto [39].

La recristalización puede nucleada en regiones de grandes gradientes de orientación, tales como

 los límites de grano

 partículas de segunda fase

 bandas de deformación

En estas regiones, la microestructura es heterogénea y hay grandes misorientaciones y densidades de dislocaciones. Los límites de grano de ángulo elevado son más móviles que los límites de sub-grano y por lo tanto pueden barrer a través de la estructura resultante de la recristalización.

Los núcleos de recristalización también pueden ser grandes sub-granos o regiones libres de la deformación de los granos formados por un mecanismo denominado migración de límite de grano inducida por deformación. La naturaleza precisa de los núcleos de recristalización, tiene un profundo efecto sobre la textura de recristalización.

2.11.3 Crecimiento de núcleos de recristalización

Una vez que existe un núcleo viable, que crece, se consume el material deformado y se recupera alrededor de él. La velocidad está relacionada con:

 la fuerza motriz (energía de deformación de dislocaciones)

 la movilidad de contorno (que depende de la mis-orientación), como en el caso de los límites de los sub-granos.

 Sin embargo, la tasa puede ser dependiente de la localización debido a heterogeneidades preexistentes en la estructura de deformación.

La migración del límite de grano se ve influida por la difusión que es un proceso dependiente de la temperatura. Impurezas o átomos de soluto segregan a los

límites de grano (en particular para mover los límites de grano). Los átomos de soluto también pueden tener un efecto muy marcado en el proceso de recuperación a través de su interacción con las dislocaciones y la interacción con los límites de subgrano. La interacción de los átomos de soluto y las impurezas con los límites de sub-granos o límites de granos normalmente es un efecto de retardo que se conoce como arrastre de impurezas.

El desajuste atómico (elástico), puede ser acomodado por el desorden que existe en el límite de grano.

2.11.4 Crecimiento del grano

Los límites de grano de ángulo elevado son más móviles que los límites de sub-grano y por lo tanto pueden barrer a través de la estructura resultante de la recristalización. Los límites de grano de ángulo alto se desarrollan con mayor facilidad en las regiones donde existen altos gradientes de deformación locales y rotaciones de la red locales. La velocidad con la que crecen los granos está relacionada con la fuerza impulsora (reducción de la energía almacenada) y la movilidad de contorno (misorientacion)

2.11.5 Factores que afectan la recristalización

Los factores que influyen en la cinética de recristalización se pueden dividir en efectos de procesamiento y los efectos metalúrgicos.

Los factores de procesamiento que influyen en la cinética de recristalización son:

 Temperatura

 Velocidad de calentamiento

 Deformación

 Velocidad de deformación

Los factores microestructurales que influyen en la cinética de recristalización son:

 tamaño de grano inicial

 El tamaño, la distribución y la coherencia de las partículas de segunda fase (constituyentes gruesos, precipitados y dispersoides)

 contenido de solutos

2.11.6 Efecto del tamaño inicial del grano

Cuanto más fino es el tamaño de grano inicial, más rápida es la velocidad de recristalización y más fino es el tamaño final del grano.

Materiales de grano fino generalmente recristalizan más rápidamente que el material de grano grueso debido a que:

 La energía almacenada para un metal deformado a bajas velocidades de deformación tiende a aumentar con la disminución de tamaño de grano

 inhomogeneidades tales como la deformación y bandas de corte se forman más fácilmente en el material de grano grueso y por lo tanto el número de estas características, que son sitios para núcleos de recristalización, disminuye al disminuir el tamaño de grano;

 los límites de grano favorecen sitios de nucleación y el número de estos sitios de nucleación es mayor para un material de grano fino.

La textura de deformación (y por lo tanto la textura de recristalización) también está influenciada por el tamaño de grano inicial.

2.11.7 Efecto de partículas de segunda fase

Todas las aleaciones comerciales de Al contienen al menos 2 fases. La segunda fase puede ser en forma de partículas dispersas que están presentes durante la deformación o que precipitan durante el recocido subsiguiente y, puede afectar a la recristalización de la siguiente manera:

1. Las partículas pueden aumentar la energía almacenada por la creación de una interfaz de partículas de matriz adicional, y o atrapando dislocaciones. 2. Las partículas grandes pueden actuar como sitios de nucleación para la

recristalización (nucleación de particulas estimuladas - PSN)

3. Las partículas pueden ejercer un efecto significativo sobre la fijación de los límites de grano.

Los puntos 1 y 2 anteriores promueven la recristalización en tanto que el punto 3 retarda la recristalización. El efecto global depende de cuál de estos factores domina.

La velocidad de recristalización es dependiente tanto en el tamaño y la separación de las partículas. Esto puede estar relacionado con los efectos de las partículas sobre el desarrollo de la microestructura de deformación.

2.11.8 La nucleación de partículas estimuladas (PSN)

Existen zonas que pueden actuar como sitios de nucleación para la recristalización, ya que tienen una alta densidad de dislocaciones y sub-granos finos. Este mecanismo de la creación de núcleos de recristalización se denomina nucleación de partículas estimuladas (PSN) de recristalización.

A medida que el sub-grano crece en una región que contiene un gradiente de orientación, aumenta su mala orientación con sub granos vecinos. Cuando esta mala orientación ha alcanzado un límite de grano de ángulo alto (por ejemplo: 10-15 °) se forma un núcleo potencial de recristalización. El tamaño a la que crece un sub-grano es inversamente proporcional al gradiente de orientación El límite de grano deja de moverse cuando se consume la zona de deformación.

La PSN no tiene que empezar en la posición más alta de la misorientación, que es en la interfase. Puede ocurrir en cualquier parte de la zona de deformación.

Los factores que afectan PSN incluyen:

 Deformación

 Tamaño de partícula

2.11.9 Efecto de la Textura cristalográfica en RX

En materiales policristalinos la tasa global de recristalización depende tanto de la textura de partida y la textura de deformación. Los diferentes componentes pueden recristalizar una textura diferente y conducir a la recristalización no homogénea. Los granos con componentes de textura aparentemente idénticos pueden recristalizar diferentes. Sin el conocimiento de la textura de partida, puede que no sea posible predecir el comportamiento de la recristalización de un componente particular de la textura de deformación.