En la ciencia de los materiales , la superplasticidad es un estado en el que el material cristalino sólido se deforma mucho más allá de su punto de ruptura habitual, generalmente más de un 400% durante la deformación por tracción. [1] Este estado se logra generalmente a alta temperatura homóloga . Ejemplos de materiales superplásticos son algunos metales y cerámicas de grano fino. Otros materiales no cristalinos (amorfos) como el vidrio de sílice ("vidrio fundido") y los polímeros también se deforman de manera similar, pero no se denominan superplásticos, porque no son cristalinos; más bien, su deformación se describe a menudo como fluido newtoniano . El material deformado superplásticamente se vuelve más delgado de una manera muy uniforme, en lugar de formar un "cuello" (un estrechamiento local) que conduce a la fractura. [2] Además, se inhibe la formación de microhuecos, que es otra causa de fractura temprana. [ cita requerida ] La superplasticidad no debe confundirse con la superelasticidad .
Se han encontrado algunas evidencias de flujo superplástico en metales en algunos artefactos, como en los aceros Wootz en la antigua India, aunque la superplasticidad fue reconocida científicamente por primera vez en el siglo XX en el informe sobre el 163% de elongación en latón por Bengough en 1912. [3] Más tarde, Jenkins encontró una elongación mayor del 300% en aleaciones de Cd-Zn y Pb-Sn en 1928. [4] Sin embargo, esos trabajos no fueron más allá para establecer un nuevo fenómeno de propiedades mecánicas de los materiales. Hasta que se publicó el trabajo de Pearson en 1934, se encontró una elongación significativa del 1950% en la aleación eutéctica de Pb-Sn. [5] Fue fácil convertirse en el informe de elongación más extenso en la investigación científica en ese momento. No hubo más interés en la superplasticidad en el mundo occidental durante más de 25 años después del esfuerzo de Pearson. Más tarde, Bochvar y Sviderskaya continuaron con la superplasticidad en la Unión Soviética con muchas publicaciones sobre aleaciones de Zn-Al. En 1985 se estableció en la ciudad de Ufa (Rusia) un instituto de investigación centrado en la superplasticidad, el Instituto de Problemas de Superplasticidad de Metales. Este instituto ha seguido siendo el único instituto mundial que trabaja exclusivamente en la investigación de la superplasticidad. El interés por la superplasticidad aumentó en 1982, cuando se celebró en San Diego la primera conferencia internacional importante sobre "Superplasticidad en materiales estructurales", editada por Paton y Hamilton. [6] A partir de ahí, se han publicado numerosas investigaciones con resultados considerables. La superplasticidad es ahora la base de la deformación superplástica como técnica esencial de aplicación aeroespacial. [7]
En metales y cerámicas, los requisitos para que sea superplástica incluyen un tamaño de grano fino (menos de aproximadamente 10 micrómetros) y una temperatura de operación que a menudo está por encima de la mitad del punto de fusión absoluto. Varios estudios han encontrado superplasticidad en materiales de grano grueso. [8] Sin embargo, la comunidad científica ha acordado que el umbral de tamaño de grano a 10 micrómetros es la condición previa para activar la superplasticidad. Generalmente, el crecimiento del grano a alta temperatura, manteniendo así la estructura de tamaño de grano fino a temperatura homóloga, es el principal desafío en la investigación de la superplasticidad. La estrategia de microestructura típica utiliza una dispersión fina de partículas térmicamente estables, que fijan los límites de grano y mantienen la estructura de grano fino a las altas temperaturas y la existencia de múltiples fases requeridas para la deformación superplástica. La microestructura más típica de la aleación para la superplasticidad es la estructura eutéctica o eutectoide, como se encuentra en las aleaciones de Sn-Pb o Zn. Los materiales que cumplen con estos parámetros deben tener una sensibilidad a la velocidad de deformación (una medida de la forma en que la tensión sobre un material reacciona a los cambios en la velocidad de deformación) de >0,3 para ser considerados superplásticos. La sensibilidad a la velocidad de deformación ideal es 0,5, que se encuentra normalmente en aleaciones micro dúplex.
Los mecanismos de superplasticidad en los metales se determinan como el deslizamiento del límite de grano (GBS). Sin embargo, el deslizamiento del límite de grano (GBS) puede conducir a la concentración de tensión en la unión triple o el límite de grano de las fases duras. Por lo tanto, el GBS en materiales con estructura policristalina debe ir acompañado de otros procesos de acomodación como la difusión o la dislocación. Los modelos de difusión propuestos por Ashby y Verall explican un cambio gradual en las formas de los granos para mantener la compatibilidad entre los granos durante la deformación. [9] Los cambios en la forma de los granos son operados por la difusión. El límite de grano migra para formar una forma equiaxial con una nueva orientación en comparación con los granos originales. El modelo de dislocación se explica como la concentración de tensión por GBS se relajará por el movimiento de dislocación en los granos de bloqueo. La dislocación se acumula y el ascenso permitiría que se emitiera otra dislocación. El detalle adicional en el modelo de dislocación aún está en debate, con varios modelos propuestos por Crossman y Ashby, Langdon y Gifkins. [10]
En general, la superplasticidad a menudo ocurre a una tasa de deformación lenta, del orden de 10 −4 s −1 , y puede consumir energía. Además, el tiempo prolongado expuesto a una temperatura de operación alta también degrada las propiedades mecánicas de los materiales. Existe una fuerte demanda de aumentar la tasa de deformación en la deformación superplástica al orden de 10 −2 s −1 , llamada Superplasticidad de Alta Tasa de Deformación (HSRS). El aumento de la tasa de deformación en la deformación superplástica generalmente se logra mediante la reducción del tamaño de grano en el rango ultrafino de 100 a menos de 500 ums. Un mayor refinamiento del grano a una estructura nanocristalina con un tamaño de grano menor a 100 nm es ineficaz para aumentar la tasa de deformación o mejorar la ductilidad. [11] El proceso de refinamiento de grano más común para la investigación de HSRS utiliza la Deformación Plástica Severa (SPD). [12] La SPD puede fabricar un refinamiento de grano excepcional en el rango submicrométrico o incluso nanométrico. Entre las muchas técnicas de SPD, las dos técnicas más utilizadas son el prensado angular de canal igual (ECAP) y la torsión de alta presión (HPT). Además de producir el tamaño de grano ultrafino, estas técnicas también proporcionan una alta fracción de límites de alto ángulo. Estos límites de grano de alto ángulo son un beneficio específico para aumentar las tasas de deformación. Debido a la importancia del procesamiento de refinamiento de grano para la investigación de la superplasticidad, el ECAP y el HPT se han dedicado a posiciones principales en los estudios de superplasticidad en metales.
El proceso ofrece una serie de ventajas importantes, tanto desde el punto de vista del diseño como de la producción. Para empezar, está la capacidad de formar componentes con doble curvatura y contornos suaves a partir de una sola lámina en una sola operación, con una precisión dimensional y un acabado superficial excepcionales, y sin ninguno de los efectos de "recuperación elástica" asociados a las técnicas de conformado en frío . Como solo se utilizan herramientas de una sola superficie, los plazos de entrega son cortos y la creación de prototipos es rápida y sencilla, porque se puede probar una variedad de espesores de láminas de aleación en la misma herramienta.
En la actualidad, se utilizan tres técnicas de conformado para aprovechar estas ventajas. El método elegido depende de criterios de diseño y rendimiento, como el tamaño, la forma y las características de la aleación .
Una pieza en bruto recubierta de grafito se introduce en una prensa hidráulica calentada . A continuación, se aplica presión de aire para que la chapa entre en contacto con el molde. Al principio, la pieza en bruto entra en contacto con la cavidad de la matriz, lo que dificulta el proceso de conformado debido a la fricción entre la pieza en bruto y la matriz . De este modo, las zonas de contacto dividen la única protuberancia en varias protuberancias que experimentan un proceso de abombamiento libre. El procedimiento permite la producción de piezas con contornos exteriores relativamente exactos. Este proceso de conformado es adecuado para la fabricación de piezas con superficies lisas y convexas.
Una pieza en bruto recubierta de grafito se sujeta sobre una "bandeja" que contiene un molde macho calentado. La presión del aire obliga al metal a entrar en estrecho contacto con el molde. La diferencia entre este y el proceso de formación de la hembra es que el molde es, como se ha dicho, macho y el metal se fuerza sobre la forma saliente. Para la formación de la hembra, el molde es hembra y el metal se fuerza hacia la cavidad. [ cita requerida ] Las herramientas consisten en dos cámaras de presión y un contrapunzón, que se desplaza linealmente. De forma similar a la tecnología de formación de cavidades, al principio del proceso, la pieza en bruto firmemente sujeta se abomba mediante la presión del gas. [ cita requerida ]
La segunda fase del proceso consiste en conformar el material sobre la superficie del punzón aplicando una presión contra la dirección de conformado anterior. Debido a un mejor uso del material, que es causado por las condiciones del proceso, se pueden utilizar piezas en bruto con un espesor inicial menor en comparación con el conformado por cavidades. Por lo tanto, la tecnología de conformado por burbujas es particularmente adecuada para piezas con grandes profundidades de conformado. [ cita requerida ]
Se coloca una pieza en bruto recubierta de grafito en una prensa calentada . Se utiliza presión de aire para forzar el metal a adoptar la forma de una burbuja antes de empujar el molde macho hacia la parte inferior de la burbuja para hacer una impresión inicial. A continuación, se utiliza presión de aire desde la otra dirección para dar forma final al metal alrededor del molde macho. Este proceso tiene tiempos de ciclo largos porque las tasas de deformación superplástica son bajas. El producto también sufre un rendimiento deficiente de fluencia debido a los pequeños tamaños de grano y puede haber porosidad por cavitación en algunas aleaciones. Sin embargo, la textura de la superficie es generalmente buena. Con herramientas dedicadas, las matrices y las máquinas son costosas. La principal ventaja del proceso es que se puede utilizar para producir componentes grandes y complejos en una sola operación. Esto puede ser útil para mantener la masa baja y evitar la necesidad de trabajo de montaje, una ventaja particular para los productos aeroespaciales. Por ejemplo, el método de formación de diafragma (DFM) se puede utilizar para reducir la tensión de flujo de tracción generada en un compuesto de matriz de aleación específico durante la deformación .
Las aleaciones de aluminio formadas superplásticamente (SPF) tienen la capacidad de estirarse hasta varias veces su tamaño original sin fallar cuando se calientan entre 470 y 520 °C. Estas aleaciones diluidas que contienen circonio , posteriormente conocidas por el nombre comercial SUPRAL, se trabajaron en frío intensamente hasta formar láminas y se cristalizaron dinámicamente hasta obtener un tamaño de grano estable fino, típicamente de 4 a 5 μm, durante las etapas iniciales de la deformación en caliente. Además, el conformado superplástico es una tecnología de procesamiento de forma neta que reduce drásticamente los costos de fabricación y ensamblaje al reducir el número de piezas y los requisitos de ensamblaje. Usando la tecnología SPF, se anticipó que se puede lograr una reducción del 50% en los costos de fabricación para muchos ensamblajes de aeronaves, como los ensamblajes del cono y el cañón de la nariz. Otras ventajas incluyen la reducción de peso, la eliminación de miles de sujetadores, la eliminación de características complejas y una reducción significativa en el número de piezas. El gran avance en el desarrollo de aleaciones superplásticas de Al-Cu fue logrado por Stowell, Watts y Grimes en 1969, cuando la primera de varias aleaciones de aluminio diluido (Al-6% Cu-0,5% Zr) se volvió superplástica con la introducción de niveles relativamente altos de circonio en solución utilizando técnicas de fundición especializadas y posterior tratamiento eléctrico para crear precipitados de ZrAl3 extremadamente finos.
Algunas aleaciones comerciales se han procesado termomecánicamente para desarrollar superplasticidad. El principal esfuerzo se ha centrado en las aleaciones de la serie Al 7000, las aleaciones Al-Li, los compuestos de matriz metálica a base de Al y los materiales aleados mecánicamente.
Las aleaciones de aluminio y sus compuestos tienen amplias aplicaciones en las industrias automotrices. A temperatura ambiente, los compuestos suelen tener una mayor resistencia en comparación con su aleación componente. A alta temperatura, la aleación de aluminio reforzada con partículas o filamentos como SiO2 , Si3N4 y SiC puede tener un alargamiento por tracción superior al 700%. Los compuestos a menudo se fabrican mediante pulvimetalurgia para garantizar tamaños de grano finos y una buena dispersión de los refuerzos. [13] El tamaño de grano que permite que se produzca la deformación superplástica óptima suele ser de 0,5~1 μm, menos que el requisito de superplasticidad convencional. Al igual que otros materiales superplásticos, la sensibilidad a la velocidad de deformación m es mayor que 0,3, lo que indica una buena resistencia contra el fenómeno de estrangulamiento local. Algunos compuestos de aleación de aluminio, como las series 6061 y 2024, han mostrado una superplasticidad de alta velocidad de deformación, que se produce en un régimen de velocidad de deformación mucho más alto que otros materiales superplásticos. [14] Esta propiedad hace que los compuestos de aleación de aluminio sean potencialmente adecuados para el conformado superplástico porque todo el proceso se puede realizar en poco tiempo, ahorrando tiempo y energía.
El mecanismo de deformación más común en los compuestos de aleación de aluminio es el deslizamiento de los límites de grano (GBS) , que a menudo va acompañado de difusión de átomos/dislocaciones para adaptarse a la deformación. [15] El modelo del mecanismo GBS predice una sensibilidad a la velocidad de deformación de 0,3, que coincide con la mayoría de los compuestos de aleación de aluminio superplásticos. El deslizamiento de los límites de grano requiere la rotación o migración de granos muy finos a una temperatura relativamente alta. Por lo tanto, el refinamiento del tamaño de grano y la prevención del crecimiento de grano a alta temperatura son importantes.
La temperatura muy alta (cercana al punto de fusión) también se dice que está relacionada con otro mecanismo, el deslizamiento interfacial, porque a altas temperaturas, aparecen líquidos parciales en la matriz. La viscosidad del líquido juega el papel principal para acomodar el deslizamiento de los límites de grano adyacentes. La cavitación y la concentración de tensiones causadas por la adición de refuerzos de segunda fase se inhiben por el flujo de la fase líquida. Sin embargo, demasiado líquido conduce a huecos que deterioran la estabilidad de los materiales. Por lo tanto, la temperatura cercana pero no demasiado superior al punto de fusión inicial es a menudo la temperatura óptima. La fusión parcial podría conducir a la formación de filamentos en la superficie de fractura, que se pueden observar con un microscopio electrónico de barrido . [16] La morfología y la química de los refuerzos también influyen en la superplasticidad de algunos compuestos. Pero aún no se ha propuesto un criterio único para predecir sus influencias. [17]
Se han sugerido algunas formas de optimizar la deformación superplástica de los compuestos de aleación de aluminio, que también son indicativas para otros materiales:
En la industria aeroespacial , las aleaciones de titanio como Ti–6Al–4V se utilizan ampliamente en aplicaciones aeroespaciales, no solo por su resistencia específica a altas temperaturas , sino también porque una gran cantidad de estas aleaciones exhiben un comportamiento superplástico. El termoformado de láminas superplásticas se ha identificado como una ruta de procesamiento estándar para la producción de formas complejas, especialmente aquellas que son susceptibles de conformado superplástico (SPF). Sin embargo, en estas aleaciones, las adiciones de vanadio las hacen considerablemente caras y, por lo tanto, existe la necesidad de desarrollar aleaciones de titanio superplásticas con adiciones de aleación más económicas. La aleación Ti-Al-Mn podría ser un material candidato para este tipo de aleaciones. Esta aleación muestra una deformación post-uniforme significativa a temperaturas ambiente y cercanas a la ambiente.
La aleación Ti-Al-Mn (OT4-1) se utiliza actualmente para componentes de motores de aviación, así como para otras aplicaciones aeroespaciales, mediante el conformado a través de una ruta convencional que suele requerir un gran coste, mano de obra y equipamiento. La aleación Ti-Al-Mn es un material candidato para aplicaciones aeroespaciales. Sin embargo, existe prácticamente poca o ninguna información disponible sobre su comportamiento de conformado superplástico. En este estudio, se estudió el conformado superplástico de abultamiento a alta temperatura de la aleación y se demostraron las capacidades de conformado superplástico.
El abombamiento de láminas metálicas mediante presión de gas se ha convertido en un método de conformado importante. A medida que avanza el proceso de abombamiento, se hace evidente un adelgazamiento significativo del material de la lámina. Se han realizado muchos estudios para obtener la altura de la cúpula con respecto al tiempo de conformado, lo que resulta útil para el diseñador del proceso a la hora de seleccionar el espesor inicial de la pieza bruta, así como el adelgazamiento no uniforme de la cúpula después del conformado.
La aleación Ti-Al-Mn (OT4-1) estaba disponible en forma de una lámina laminada en frío de 1 mm de espesor. Composición química de la aleación. Se utilizó una prensa hidráulica de 35 toneladas para el conformado superplástico de una semiesfera. Se fabricó y ensambló un conjunto de matriz con el sistema de tuberías que permite no solo el lavado con gas inerte del conjunto de matriz antes del conformado, sino también el conformado de componentes bajo presión inversa , si es necesario. Diagrama esquemático de la configuración de conformado superplástico utilizada para el conformado de la protuberancia con todos los accesorios necesarios y la fotografía de la matriz superior (izquierda) e inferior (derecha) para SPF.
Se cortó una lámina circular (pieza bruta) de 118 mm de diámetro a partir de la lámina de aleación y se pulieron las superficies cortadas para eliminar las rebabas. La pieza bruta se colocó en la matriz y la cámara superior se puso en contacto. El horno se encendió a la temperatura establecida. Una vez que se alcanzó la temperatura establecida, la cámara superior se redujo aún más para lograr la presión requerida en el soporte de la pieza bruta. Se dejaron unos 10 minutos para el equilibrio térmico. El cilindro de gas argón se abrió gradualmente a la presión establecida. Simultáneamente, se ajustó el transformador diferencial variable lineal (LVDT), instalado en la parte inferior de la matriz, para registrar la protuberancia de la lámina. Una vez que el LVDT alcanzó los 45 mm (radio de la matriz inferior), se detuvo la presión del gas y se apagó el horno. Los componentes formados se sacaron cuando la temperatura de la matriz bajó a 600 °C. En esta etapa, fue posible retirar fácilmente el componente. Se llevó a cabo la formación de abultamiento superplástico de hemisferios a temperaturas de 1098, 1123, 1148, 1173, 1198 y 1223 K (825, 850, 875, 900, 925 y 950 °C) a presiones de formación de 0,2, 0,4, 0,6 y 0,87 MPa. A medida que avanza el proceso de formación de abultamiento, se hace evidente un adelgazamiento significativo en el material de la lámina. Se utilizó una técnica ultrasónica para medir la distribución del espesor en el perfil del componente formado. Los componentes se analizaron en términos de distribución del espesor, deformación del espesor y factor de adelgazamiento. Se realizaron estudios microestructurales posteriores a la deformación en los componentes formados para analizar la microestructura en términos de crecimiento del grano, elongación del grano, cavitaciones, etc.
La microestructura del material tal como se recibió con un tamaño de grano bidimensional de 14 μm se muestra en la Figura 8. [ aclaración necesaria ] El tamaño de grano se determinó utilizando el método de intersección lineal tanto en dirección longitudinal como transversal de la lámina laminada.
Se han realizado con éxito procesos de formación superplástica de hemisferios a temperaturas de 1098, 1123, 1148, 1173, 1198 y 1223 K y presiones de formación con gas argón de 0,2, 0,4, 0,6 y 0,8 MPa. Se ha establecido un límite de tiempo máximo de 250 minutos para la formación completa de los hemisferios. Este tiempo límite de 250 minutos se ha establecido por razones prácticas. La figura 9 muestra una fotografía de la pieza en bruto (muestra) y de un componente formado por abultamiento (temperatura de 1123 K y presión de gas de formación de 0,6 MPa).
Los tiempos de formación de componentes formados con éxito a diferentes temperaturas y presiones de formación. A partir del recorrido del LVDT instalado en la parte inferior de la matriz (que medía la altura/profundidad de la protuberancia), se obtuvo una estimación de la velocidad de formación. Se observó que la velocidad de formación fue rápida inicialmente y disminuyó gradualmente para todos los rangos de temperatura y presión, como se informa en la Tabla 2. A una temperatura particular, el tiempo de formación se redujo a medida que aumentaba la presión de formación. De manera similar, a una presión de formación dada, el tiempo de formación disminuyó con un aumento de temperatura.
El espesor del perfil de la protuberancia se midió en 7 puntos, incluida la periferia (base) y el polo. Estos puntos se seleccionaron tomando como referencia la línea entre el centro del hemisferio y el punto base y desplazándola 15° hasta llegar al punto polar. Por lo tanto, los puntos 1, 2, 3, 4 y 5 forman un ángulo de 15°, 30°, 45°, 60° y 75° respectivamente con la base del hemisferio, como se muestra en la figura 10. El espesor se midió en cada uno de estos puntos del perfil de la protuberancia utilizando una técnica ultrasónica. Los valores de espesor para cada uno de los componentes hemisféricos formados con éxito.
La figura 11 muestra el espesor de los polos de los hemisferios completamente formados en función de la presión de formación a diferentes temperaturas. A una temperatura particular, el espesor de los polos se redujo a medida que se aumentó la presión de formación. En todos los casos estudiados, el espesor de los polos se situó en el intervalo de aproximadamente 0,3 a 0,4 mm con respecto al espesor original de la pieza bruta de 1 mm.
La deformación por espesor , donde es el espesor local y es el espesor inicial, se calculó en diferentes lugares para todos los componentes formados con éxito. Para una presión particular, la deformación por espesor se redujo a medida que se incrementó la temperatura de formación. La figura 12 muestra la deformación por espesor, en función de la posición a lo largo de la sección transversal de la cúpula en el caso de un componente formado a 1123 K a una presión de formación de 0,6 MPa.
La microestructura postformada reveló que no hubo cambios significativos en el tamaño del grano. La figura 13 muestra la microestructura del componente formado por la protuberancia en la base y el polo para un componente formado a una temperatura de 1148 K y una presión de formación de 0,6 MPa. Estas microestructuras no muestran cambios significativos en el tamaño del grano.
Se estudió el comportamiento de deformación a alta temperatura y la capacidad de conformado superplástico de una aleación de Ti-Al-Mn. Se logró conformar con éxito hemisferios de 90 mm de diámetro utilizando la ruta superplástica en un rango de temperatura de 1098 a 1223 K y un rango de presión de conformado de 0,2 a 0,8 MPa. Se pudieron extraer las siguientes conclusiones:
Principalmente en materiales no calificados, como el acero austenítico de aleación Fe-Mn-Al, que tiene algunos de los parámetros específicos del material estrechamente relacionados con los mecanismos microestructurales. Estos parámetros se utilizan como indicadores de la potencialidad superplástica del material. El material se sometió a ensayos de tracción en caliente, dentro de un rango de temperatura de 600 °C a 1000 °C y velocidades de deformación que variaron de 10−6 a 1 s−1. El parámetro de sensibilidad a la velocidad de deformación (m) y el alargamiento máximo observado hasta la ruptura (εr) se pudieron determinar y también obtener a partir del ensayo de tracción en caliente.
Los experimentos indicaron la posibilidad de un comportamiento superplástico en una aleación de Fe-Mn-Al dentro de un rango de temperatura de 700 °C a 900 °C con un tamaño de grano de alrededor de 3 μm (tamaño de grano ASTM 12) y una sensibilidad de velocidad de deformación promedio de m ~ 0,54, así como un alargamiento máximo en la ruptura de alrededor del 600%.
El comportamiento superplástico de las aleaciones Fe-28Al, Fe-28Al-2Ti y Fe-28Al-4Ti se ha investigado mediante ensayos de tracción, microscopía óptica y microscopía electrónica de transmisión. Los ensayos de tracción se realizaron a 700–900 °C en un rango de velocidad de deformación de aproximadamente 10 −5 a 10 −2 /s. Se encontró que el índice de sensibilidad a la velocidad de deformación máxima m era 0,5 y el mayor alargamiento alcanzó el 620%. Las aleaciones Fe3Al y FeAl con tamaños de grano de 100 a 600 μm exhiben todas las características de deformación de las aleaciones superplásticas convencionales de tamaño de grano fino.
Sin embargo, se encontró un comportamiento superplástico en aluminuros de hierro de grano grande sin los requisitos habituales para la superplasticidad de un tamaño de grano fino y deslizamiento de los límites de grano. Los exámenes metalográficos han demostrado que el tamaño de grano promedio de los aluminuros de hierro de grano grande disminuyó durante la deformación superplástica.
Las propiedades de los materiales cerámicos, como las de todos los materiales, están determinadas por los tipos de átomos presentes, los tipos de enlaces entre los átomos y la forma en que se agrupan los átomos. Esto se conoce como estructura a escala atómica. La mayoría de los cerámicos están formados por dos o más elementos. Esto se denomina compuesto. Por ejemplo, la alúmina ( Al2O3 ) es un compuesto formado por átomos de aluminio y átomos de oxígeno .
Los átomos de los materiales cerámicos se mantienen unidos mediante un enlace químico. Los dos enlaces químicos más comunes para los materiales cerámicos son el covalente y el iónico. En el caso de los metales, el enlace químico se denomina enlace metálico. La unión de los átomos entre sí es mucho más fuerte en el enlace covalente e iónico que en el metálico. Por eso, en términos generales, los metales son dúctiles y los cerámicos son frágiles. Debido a la amplia gama de propiedades de los materiales cerámicos, se utilizan para una multitud de aplicaciones. En general, la mayoría de los cerámicos son:
Se ha observado superplasticidad de alta tasa de deformación en aleaciones basadas en aluminio y magnesio. Pero para los materiales cerámicos , la deformación superplástica se ha restringido a bajas tasas de deformación para la mayoría de los óxidos y nitruros con la presencia de cavidades que conducen a una falla prematura. Aquí mostramos que un material cerámico compuesto que consiste en óxido de circonio tetragonal, aluminatos de magnesio espinales y fase alfa-alúmina exhibe superplasticidad a tasas de deformación de hasta 1.0 s −1 . El compuesto también exhibe un gran alargamiento por tracción, superior al 1050% o una tasa de deformación de 0.4 s −1 . Los metales y cerámicas superplásticos tienen la capacidad de deformarse más del 100% sin fracturarse, lo que permite la formación de formas netas a altas temperaturas. Estos intrigantes materiales se deforman principalmente por deslizamiento de los límites de grano, un proceso acelerado con un tamaño de grano fino. Sin embargo, la mayoría de las cerámicas que comienzan con un tamaño de grano fino experimentan un rápido crecimiento de grano durante la deformación a alta temperatura, lo que las vuelve inadecuadas para el conformado superplástico prolongado. Se puede limitar el crecimiento de grano utilizando una segunda fase menor (fijación Zener) o haciendo una cerámica con tres fases, donde se minimiza el contacto grano a grano de la misma fase. Una investigación sobre alúmina-mullita(3Al2O3·2SiO2)-zirconia trifásica de grano fino , con fracciones de volumen aproximadamente iguales de las tres fases, demuestra que se pueden alcanzar tasas de deformación superplástica de hasta 10 −2 /seg a 1500 °C. Estas altas tasas de deformación colocan el conformado superplástico cerámico en el ámbito de la viabilidad comercial.
El conformado superplástico sólo funcionará si no se producen cavitaciones durante el deslizamiento de los límites de grano, ya que estas cavitaciones dejan espacio para la difusión o la generación de dislocaciones como mecanismos para acomodar el deslizamiento de los límites de grano. Las tensiones aplicadas durante el conformado superplástico cerámico son moderadas, normalmente de 20 a 50 MPa, normalmente no lo suficientemente altas como para generar dislocaciones en monocristales, por lo que se debería descartar la posibilidad de espacio para dislocaciones. Sin embargo, se revelarán algunas características inusuales y únicas de estas cerámicas superplásticas de tres fases, lo que indica que las cerámicas superplásticas pueden tener mucho más en común con los metales de lo que se pensaba anteriormente.
El óxido de itrio se utiliza como estabilizador. Este material tiene una estructura predominantemente tetragonal. El Y-TZP tiene la mayor resistencia a la flexión de todos los materiales a base de circonio. El tamaño de grano fino del Y-TZP se presta para ser utilizado en herramientas de corte donde se puede lograr y mantener un borde muy afilado debido a su alta resistencia al desgaste. Se considera que es la primera cerámica policristalina verdadera que ha demostrado ser superplástica con un 3% en moles de Y-TZP (3Y-TZP), que ahora se considera el sistema cerámico modelo. El tamaño de grano fino da lugar a una cerámica muy densa, no porosa con excelente resistencia mecánica, resistencia a la corrosión, tenacidad al impacto , resistencia al choque térmico y muy baja conductividad térmica. Debido a sus características, el Y-TZP se utiliza en piezas de desgaste, herramientas de corte y revestimientos de barrera térmica .
Las propiedades superplásticas del 3Y-TZP se ven muy afectadas por el tamaño del grano, como se muestra en la figura 3. La elongación hasta la rotura disminuye y la resistencia al flujo aumenta a medida que aumenta el tamaño del grano. Se realizó un estudio sobre la dependencia de la tensión de flujo con el tamaño del grano; el resultado, en resumen, muestra que la tensión de flujo depende aproximadamente del cuadrado del tamaño del grano :
Dónde:
La alúmina es probablemente una de las cerámicas estructurales más utilizadas, pero la superplasticidad es difícil de obtener en la alúmina, como resultado del rápido crecimiento anisotrópico del grano durante la deformación a alta temperatura. Independientemente de lo cual, se han realizado varios estudios sobre la superplasticidad en Al 2 O 3 de grano fino dopado . Se demostró que el tamaño de grano de Al 2 O 3 que contiene 500 ppm de MgO se puede refinar aún más añadiendo varios dopantes, como Cr 2 O 3 , Y 2 O 3 y TiO 2 . Se obtuvo un tamaño de grano de aproximadamente 0,66 μm en un Al 2 O 3 dopado con Y 23 de 500 ppm . Como resultado de este tamaño de grano fino, el Al 2 O 3 exhibe un alargamiento de ruptura del 65% a 1450 °C bajo una tensión aplicada de 20 MPa. [19]
