FUNDAMENTOS DE LA TRANSFORMACIÓN MARTENSINICA. SU IMPORTANCIA EN EL DISEÑO DE FUTUROS MATERIALES CERÁMICOS.

M J. OSENDI y J.S. MOYA Instituto de Cerámica y Vidrio

Arganda del Rey. Madrid.

RESUMEN Se hace un análisis de la transformación martensítica desde el punto de vista termodinámico y cris­

talográfico. Se estudia el caso de la transformación martensítica en materiales cerámicos, fundamen­talmente en aquellos basados en circona. Finalmente, se exponen algunos casos ya estudiados en la li­teratura, resaltando el notable incremento de tenacidad que experimentan dichos materiales debido al efecto inducido por la transformación martensítica.

SUMMARY An analysis of the martensitic transformation from the thermodinamic and crystalographic point

of view is made. The case of the martensitic transformation in ceramics material based on circonia is studied. Fina­

lly, several examples reported in the literature, emphasizing the high increase of toughtness produced in such materials due to the induced martensitic tranformation effect, are shown.

RESUME II est fait une analyse de la transformation martensitique du point de vue thermodynamique et

cristallographique. On étudie le cas de la transformation martensitique des matières céramiques, essen­tiellement de celles à base de zircone. Enfin, on expose quelques cas déjà étudiés dan la documentation en soulignant la nette augmentation de ténacité que connaissent les matières en question sous Teffect de la transformation martensitique.

ZUSAMMENFASSUNG: Es wird eine Analyse der Martensi tum Wandlung aus thermodynamischer und Kristall ographisch er

Sicht vorgenommen. Die Untersuchung erfolgt fax Keramische Stoffe, insbesondere solche auf der Basis von Zirkonerde. Abschliessend sir über einige bereits in der Literatura behandelte Fälle berichtet und die stark erhöhte Zähigkeit dieser Werkstoffe hervorgehoben, die auf die Wirkung des durch die Martensitumwandlung bedingten Effektes aurückzuführen its.

INTRODUCCIÓN

Históricamente se le da el nombre de martensita a aque­lla fase que se desarrolla en las aleaciones Fe-C cuando son sometidas a un proceso de templado. Esta fase es de natu­raleza metaestable y de alta dureza. En la actualidad, al tipo de transformación en estado sólido que presenta unas carac­terísticas similares a las que se observan en el acero se le co­noce con el nombre de reacción martensítica. Aunque la martensita que se desarrolla en las aleacioens Fe-C es una fa­se metaestable y usualmente las reacciones martensíticas se relacionan con un enfriamiento rápido, se pueden formar martensíticamente fases de equilibrio tanto en sistemas me­tálicos como no metálicos. Este fenómeno se ha observado recientemente en ciertos óxidos y compuestos cerámicos. Lo más destacable de este hecho es que en determinados materiales cerámicos de dos fases se produce un notable in­cremento de sus propiedades mecánicas al tener lugar una transformación de tipo martensítico en una de las fases. Es­te incremento en la tenacidad ha sido observado en materia­les cerámicos de circona parcialmente estabilizada (ZPS) coteniendo Zr02 tetragonal como precipitado (1, 2), la cual transforma martensíticamente a una simetría monoclínica. Lo mismo ocurre en matrices que contienen partículas de circona como fase dispersa.

Mientras que la importancia de esta transformación ña si­do ampliamente reconocida, desde antiguo, por los metalúr­gicos debido a su enorme influencia en las propiedades de las aleaciones de Fe, sin embargo, hasta fechas muy recien­tes este tipo de transformación no ha recibido especial aten­ción por parte de los ceramistas.

El presente trabajo se propone realizar una revisión gene­ral de las características físicas de las transformaciones mar-

tesíticas, así como subrayar la importancia que este fenó­meno puede tener en la mejora de las propiedades de los fu­turos materiales cerámicos.

DEFINICIÓN La transformación martensítica se define como un cam­

bio estructural de primer orden en estado sólido, que pre­senta las siguientes características:

a) es de tipo desplazativo, b) se produce sin que tenga lugar la difusión de especies químicas, y c) está dominada cinéti­ca y morfológicamente por la energía de deformación que proviene de desplazamientos de tipo cizalla.

La transformación martensítica entraña un movimiento cooperativo de átomos que da lugar a un cambio de forma en la región que se transforma. Este cambio de forma cons­tituye el más conveniente criterio experimental para reco­nocer que una transformación martensítica ha tenido lugar.

A causa de la naturaleza distorsionante de la transforma­ción martensítica es de esperar que la energía de deforma­ción que acompaña a la transformación, tenga consecuen­cias importantes. En primer lugar se pueden producir inho­mogéneamente desplazamientos adicionales de la transfor­mación, para ayudar a liberar la energía de deformación. Es­tos desplazamientos ocurren mediante deslizamiento (slip) o maclado (twinning (Fig. 1) en el producto transformado y se les suele llamar invariantes cristalinos porque no alteran la estructura generada por la deformación cristalina. Aún así, la deformación resultante es, a menudo, sustancial y tiene que acomodarse en alguna manera en la matriz que la rodea. Esta acomodación puede lograrse por deformación termoelástica, o bien por deformación plástica de la fase original, que es el caso más típico.

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La energía de deformación asociada a la transformación puede disminuir aún más si las regiones que se transforman adoptan la forma de láminas y, particularmente, si se esta­blece un plano invariante en la intercara que desempeña el papel de plano del hábito de orientación.

En la figura 2 se representa esquemáticamente un cam­bio de forma debido a una deformación de plano invariante característica de la transformación martensítica. Se puede apreciar que el plano de hábito ABC no está distorsionado ni rotado.

(a) (b)

L I 7 L

í L

i I J

ASPECTOS TERMODINAMICOS

Cada una de las dos fases (original y producto) posée una energía libre química, que varía con la temperatura y com­posición. Para una determinada composición Co, existe una temperatura To a la que las dos fases poseen la misma ener­gía libre química, es decir, a esta temperatura se cumple la reación: AG^r^^ = 0 siendo P-fase origen y M-fase pro­ducto. Para T < To, AG clï^ se hace más negativa y la fuerza (impulsora) conductora de la transformación marten­sítica aumenta hasta que alcanza un valor crítico a la tem­peratura M , en la que comienza el proceso de nucleación (Fig. 3).

(b)

Temperatura —^

Figura 3.— Energía libre en función de la temperatura para las fa­ses original (?) y martensítica (M).

Figura 1.- Representación esquemática de un cizallamiento inho­mogéneo e invariante de la red por (a) maclado interno y (b) des­lizamiento interno dentro de las placas martensíticas.

El que la transformación martensítica sea "no difusiva", impHca que no hay una mezcla aleatoria de átomos durante el cambio estructural. Es decir, que la fase producto hereda la misma composición, orden atómico y defectos cristalinos que estaban presentes en la fase original. Como la transfor­mación no requiere difusión térmicamente activada, mu­chas transformaciones martensíticas ocurren a muy bajas temperaturas, incluso cerca del cero absoluto. Por ejemplo en la aleación Fe-33^/o at. Ni la transformación empieza a 'V50^K(3).

Figura 2.— Representación esquemática de un cambio de forma ti­po plano invariante característico de la transformación martensí­tica.

La cine'tica de la transformación martensítica está típica­mente controlada por la velocidad de nucleación. La nuclea­ción es considerada, en este caso, como un proceso atérmi­co, en el sentido de que cuánto más desciende la temperatu­ra más nucleaciones ocurren. Este comportanmiento tiene lugar porque los cambios en forma y volumen, asociados con el cambio en la estructura del cristal, conllevan grandes deformaciones las cuales no se liberan mediante la migra­ción de átomos debido a la naturaleza no difusiva de la reac­ción, como ya se ha dicho anteriormente. El incremento que resulta en la energía de deformación se opone al progre­so de la transición, causando su detención cuando aún está incompleta. Por tanto, sólo unos cuantos núcleos son acti­vados a una temperatura dada. Es decir, para inducir más transformaciones se requerirá una mayor fuerza conduc­tora, lo cual se consigue con un mayor enfriamiento.

Al enfriar, la transformación comienza a una temperatu­ra característica, Ms (martensite star) y se completa cuando baja la emperatura hasta Mf. La trnsformación inversa co­mienza a As y se termina a Af. La temperatura hipotética de transformación sin tensiones, To esMs + Af. En presera

2 , , cia de una deformación aplicada, tanto elástica'coíiio plásti­ca, la transformación puede empezar a otra temperatura Md.

No obstante, existen algunos importantes casos de nu­cleación martensítica isoterma, por ejemplo el caso de una aleación de hierro-níquel-manganeso (4).

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VOLUMEN nr^C AREA SUPERFICIAL 2î<r2

Figura 4 . - Nucleación de un embrión de martensita.

El cambio total de energía libre química que acompaña la nucleación de una partícula de martensita en un cristal perfecto de la fase original (Fig. 4) puede expresarse de la siguiente forma (3):

AG-yTTr^cAg^j^ + y 7 r r 2 c ( ^ ) ^llll^a [1]

"A g 1 " es el cambio de energía libre química por uni­dad de volumen de martensita.

" A L " es la energía de deformación elástica referida a un volunl^n unidad de martensita.

"a " es la energía interfacial por unidad de área. El factor "A" de la energía de deformación viene dado

por (5).

A = [7r (2 - p)// 8 (1 - . ) ]M 7^ + ( . ^ / 4 ) M ^n^

donde el coeficiente de Poisson (i ) y el módulo de cizalla-dura (ju) se han tomado como iguales en ambas fases. Tam­bién se ha supuesto que la deformación es una deformación del tipo de plano invariante (lo cual se discutirá en la parte cristalográfica) con una componente de corte "7" y otra normal "^n"). Para valores típicos en aleaciones de Fe (6):

A ^2A X 10"^ MJm"^, (7 ^ 100-200 m J m'^ (100-200 erg . - 2 V A . . _. 'V.l70MJm"^(-300cal.mor^)

cm-^),AgchMs'

Sustituyendo estos valores en la ec. [ 1 ] se obtiene AG en función de r y c, lo que da una superficie tipo de silla de montar con una barrera para la nucleación de 8 x 10"^^ J ( ^ 5 X 10^ eV). Este valor es del orden de 10^ (KT) para temperaturas en las que la transformación se sabe que nu-clea espontáneamente. Es decir, la energía por ñuctuación térmica, que produce la nucleación homogénea, es demasia­do pequeña; por ello, deben ser considerados sitios especia­les de nucleación.

La nucleación martensítica es pues heterogénea y típica­mente comienza en 10^ puntos/cm^ a (Ms) (6); dicho valor es mucho más pequeño que el esperado para la nucleación homogénea {^ 10^ /cm^).

Durante la pasada década se han propuesto tres diferen­tes mecanismos de nucleación martensítica. Cada uno de ellos reconoce la heterogeneidad de la nucleación y conside­ra los defectos cristalinos como posibles centros de nuclea­ción.

La aproximación más clásica es la de Suezawa y Cook (7) que considera las fluctuaciones de heterofase como ge­neradoras de partículas de martensita, cuando interaccionan elásticamente con superdislocaciones preexistentes.

Clapp (8) sugiere que una inestabiUdad mecánica local de la fase original (tal como un fonón blando localizado) pue­de colocar un defecto bajo las condiciones termodinámicas necesarias, provocando una especie de deformación espino-dal.

Olson y Cohen (9) suponen que conjuntos especiales de dislocaciones preexistentes son el principal defecto nuclean-te, los cuales al disociarse llevan a cabo el proceso de nu­cleación (Fig. 5).

I I I u T 1 I T i I T 1 i +

(a)

± J. 1 1 1 1 1 1 i

(b)

Figura 5 . - Representación esquemática de la nucleación martensí­tica por disociación de defectos: a) grupo de dislocaciones pree­xistentes, b) disociación de defectos con movimiento de disloca­ciones hacia la derecha.

En las transformaciones martensíticas se produce tam­bién una nucleación de tipo auto catalítica. Es decir, que las deformaciones elásticas generadas internamente por la transformación pueden contribuir mecánicamente a la fuer­za conductora termodinámica y activar así, los defectos preexistentes los cuales, de otra manera, serían insuficiente­mente potentes para operar a la temperatura en cuestión.

ASPECTOS CRISTALOGRÁFICOS

Las transformaciones martensíticas exhiben una variedad de comportamientos geométricos interrelacionados, a partir de los cuales se ha formulado (10) con pleno éxito una teo­ría cristalográfica fenomenológica, es decir, que provee un medio de descubrir consistentemente el qué ha sucedido más que el cómo ha sucedido realmente (la teoría no pre­sente una imagen detallada del proceso real por el que se mueven los átomos en la transformación).

La teoría considera tres etapas básicas:

1) Deformación de Bain, 2) deformación que deja la cel­da invariante, y 3) rotación de sóhdo rígido en la red trans­formada.

1) La deformación de Bain es cualquier deformación pu­ra homogénea que convierte una red en otra por una simple expansión o contracción a lo largo de ejes ortogonales. Mientras que la celda producto puede formarse a partir de la celda origen a través de una deformación de Bain, no existe un plano sin distorsión que pueda asociarse con el plano de hábito de la transformación. Por esto se introduce, una segunda deformación. Un ejemplo de este tipo de de­formación se muestra en la figura 6.

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. ^ 1 ^ ^

QO

(C)

Figura 6.- Deformación de Bain: cambio de la estructura bet a la bcc,(B) ^(C),

2) Deformación invariante de la red. Esta deformación mantiene la simetría de la celda, y en combinación con la deformación de Bain produce un piano sin distorsión. Esta deformación es un cizallamiento puro y puede ocurrir, bien por deslizamiento bien por maclado, la subestructura del plano de hábito será diferente en ambos casos (Fig. 7 y 8).

MATR1Z

PRODUCTO

MACLADO DESLIZAMIENTO

PLANO DE DESLIZAMIENTO EN MARTENSITA

DEFORMACIÓN INVARIANTE DE RED

INTERFASE

Figura 8 . - Representación de los dos tipos diferentes de martensi-ta maclada y deslizada, en relación con la fase original.

Las transformaciones martensíticas se caracterizan por un plano de hábito que generalmente no tiene índices de Miller simples, y por una relación de orientación en la que los planos y direcciones de máximo empaquetamiento en las dos estructuras son sólo aproximadamente paralelos.

Algunos ejemplos típicos de la relaciones de orientación y de los planos de hábito se ofrecen a continuación:

a) Transformación FCC ^ HCP. De este tipo es la reac­ción martensítica en el Co y sus aleaciones. La relación de orientación observada (6) es la siguiente:

(III)FCC II (oooi)j^çp , [iiljp^ç II [nQO]j ç,p

b) Transformación tetragonal > monoclínica en la cir-cona. Bansal y Heuer (11) apHcando la teoría de Wechler, Lieberman y Read (10) a la ZPS encontraban el sistema de cizalladura invariante (110)^ [001 ] para un tipo de pro­ducto martensítico (placas lenticulares) que tenía como pla­no de hábito el (671)^^ o bien el (761)^^, ~ 7 ^ del(llO) . Para un segundqjipo de placas encontraban el sistema de deslizamiento (110)^ [ 110 ]^, estando el plano de hábito próximo al(100)j^.

Recientemente Kriven y col (12) han analizado varios sistemas posibles de cizallamiento invariante mediante cál­culo por computador. Han encontrado un buen ajuste para dos sistemas de maclado (100)^^ y (001) y que predicen un cambio macroscópico de forma del 5^/o.

Figura 7.— Mecanismo de una transformación martensítica: defor­mación que varía la estructura cristalina y deformación invarian­te de la estructura.

Los desajustes en la intercara origen/producto son miti­gados periódicamente por las pequeñas láminas deslizadas o macladas. Así regiones locales de la intercara son alternati­vamente extendidas y contraídas, pero a escala macroscópi­ca la intercara no tiene (en promedio) distorsión.

3) Rotación de la red transformada. Como el plano sin distorsión, consecuencia de las deformaciones de Bain e in­variante, difiere en orientación en las fases original y pro­ducto se debe efectuar una rotación de la estructura de la fase producto para asegurar la coincidencia.

TRANSFORMACIONES TERMOELASTICAS

Generalmente, el cambio de forma producido por la transformación martensítica es relativamente tan grande que la rigidez y resistencia mecánica de la fase matriz que rodea el área transformada no alcanzan valores suficiente­mente altos para soportarla, de forma que una acomodación plástica ha de tener lugar durante el proceso de crecimiento. En consecuencia, los movimientos interfaciales no son re­versibles.

Alternativamente, en aquellos casos en que la deforma­ción se acomoda elásticamente, los movimientos de la inter­cara presentan comportamiento reversible. En este último

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caso existe un balance continuo entre las fuerzas química y mecánica: ÁG^u + 2 ZÍG^J = O a este fonómeno se le deno­mina termoelasticidad.

En la figura 9 se ilustra esquemáticamente la transforma­ción termoelástica de una única placa de martensita. En ella la delgada placa de martensita crece rápidamente en forma radial hasta que se establece el balance de fuerzas. Este ba­lance se mantiene, con movimientos reversibles de la inter­cara, a lo largo de la línea cbd. Extrapolando esta recta has­ta el punto To obtendremos la desaparición de la martensita (V = O). Sin embargo, al calentar hasta el punto "d" la rela-ción—- 5 de manera que las fuerzas de tensión superficial son suficientes para hacer retroceder la placa, a pesar de que aún existe una fuerza conductora finita (T <To) , despare­ciendo la placa de martensita por encogimiento radial a la temperatura T = Af.

En las transformaciones termoelásticas reales hay un ma­yor alejamiento de la reversibilidad debido a la fricción que encuentra la intercara al moverse. En la figura 10 pueden verse los distintos casos: (a) histéresis sin resistencia friccio-nal (termoelástica), (b), (c) histéresis con dos niveles de re­sistencia friccional y (d) transformación no termoelástica, es decir, con acomodación plástica.

Cuando tiene lugar una acomodación plástica no se pro­duce una inversión de la intercara y las temperaturas As y Af dependen de la nucleación de nuevas partículas de la fa­se original dentro de la martensita. Este proceso evidente­mente entraña nucleacíón. Ejemplo de transformación ter­moelástica son los cambios en la resistencia eléctrica al ca­lentar y enfriar en una aleación Fe, 24.5 at^/o Pt (6). En el estado desordenado la histéresis es típicamente grande y la transformación no es termoelástica, en el estado ordenado la transformación se hace termoelástica.

Figura 9.— Ilustración esquemática de la transformación martensí-tica termoelástica de una única placa de martensita.

CASO DE LA CIRCONA

Es bien conocido que la circona es un óxido refractario (punto de fusión 'V2700^C) de una gran estabihdad quími­ca que presenta, a presión atmosférica, tres modificaciones cristalográficas, a saber:

^ ,^ . 2200^C Cubica ^

i l l50^C Tetragonal - -z--3.-z.»

950OC Monoclínica.

Estructura tipo fluorita (Fm3m)

Es. Fluorita deformada

(P42/nmc)

(P21/c) (grupo espacial)

La estructura cúbica tipo fluorita puede ser estabilizada hasta temperatura ambiente mediante la adición de otros óxidos tales como CaO, Y2O3, Ce02 y MgO.

Desde el punto de vista cerámico tiene especial impor­tancia la transformación polimorfa tetragonal - - - ^ mono-clínica, debido a su naturaleza anisotrópica y al notable in­cremento de volumen C^S^^/o) que lleva consigo (Fig. 11).

(a)

(b)

(c)

(d)

Ms Af To

1-^^ ^

Ms AfTo

2 AT

TS^ I n:i ToAf

i. AsAf

c o

Ag: 1080^

1.00 -

0.75 /900° 11750/

0.50 /A /^fl /

/ / Ms=950°

0.25

1 1 1 i 500 1000 1500

Temperatura (°C)

Figura 10.- Histéresis entre el proceso de enfriamiento y el de ca­lentamiento para los siguientes casos: (a) termoelástico (b) y (c) con dos niveles de resistencia friccional. (d) no termoelástico, con acomodación plástica.

Figura 11.— Ciclo de histéresis en la curva de dilatación de la circo­na con las temperaturas características de la transformación mar-tensítica.

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Existe ahora un acuerdo general entre los diferentes au­tores que han estudiado esta transformación ( t e t r ag . - -^ monocl.) en que ocurre martensíticamente. En la figura 12 se muestra una micrografía de MET correspondiente a una partícula monoclínica en una probeta de ZPS, en donde se observa el fino maclado característico de la transformación martensítica.

Figura 1 2 . - Micrografía de MET en la que se muestra una partícula monoclínica con un fino maclado, precipitada en ZPS (14).

Desde hace 5 años que se descubrió el fenómeno de re­forzamiento mecánico por transformación martensítica (1, 2,13), el interés se centra en la Zr02 tetragonal.

No hay duda en el momento presente de que la fuente de este observado incremento de la tenacidad, tanto en la circona parcialmente estabilizada como en materiales com­puestos AI2O3 I Zr02, N4SÍ3 I Zr02 y CSi| Zr02 es debi­da a la transformación martensítica t — —-^m.

En el caso de materiales compuestos por una matriz y una fase dispersa de circona, la fase tetratonal de alta tem­peratura puede ser retenida en una forma estable durante el enfriamiento, si una compresión elástica suficiente es aplica­da a la partícula de Zr02 por la matriz que la rodea. Sin embargo, en el campo de tensiones de una grieta que se pro­paga, la compresión puede relajarse y existe la posibilidad de transformación. Un amplio análisis de este fenómeno ha sido realizado recientemente por Evans y Heuer (13).

En general, puede considerarse que la tenacidad de un material depende de la capacidad de absorber energía en el extremo de una grieta. Un mecanismo que se ha mostrado efectivo en el aumento de la tenacidad de un material es la transformación de partículas de circona tetragonal en cir­cona monoclínica en el extremo de una grieta que se pro­paga. Esta transformación, como ya se ha dicho, es de natu­raleza martensítica y va acompañada de un cambio de volu­men y de forma. En el momento de la transformación, hay un incremento de la energía de deformación en el sistema partícula-matriz y una reducción de la tensión aplicada o en el extremo de la grieta. Dicha reducción inhibe el posterior crecimiento de la grieta.

En resumen, la transformación tiene las siguientes carac­terísticas: en el caso de una partícula que no esté sometida a compresión la transformación ocurre durante el enfria­miento a 950"C; en el caso de que la partícula esté ocluida en una matriz la fase tetragonal permanece estable, siempre que la energía de compresión sea mayor que la fuerza quí­mica conductora de la transformación.

En consecuencia, en el campo de tensiones de una grieta que se propaga, el esfuerzo de compresión a que está some­tida la partícula puede ser reducido suficientemente como para que la transformación tenga lugar.

Finalmente quisiéramos resaltar la importancia que este fenómeno puede tener a la hora de diseñar futuros materia­les cerámicos.

El hecho de la transformación artensítica de la Zr02 puede ser utilizado para elevar considerablemente la tenaci­dad de futuros materiales.

A continuación anaUzamos dos casos ya estudiados en la literatura:

a) Caso de materiales de circona. La circona es un óxido con excelentes propiedades como

refractario así como con una gran estabiHdad química. Sin embargo, como tal óxido no puede ser utilizado para obte­ner materiales cerámicos ya que debido al notable cambio de volumen ( ^ 3^/o) que trae consigo la transformación polimórfica tetragonal :z.1-1fí: monoclínica dicho material se desintegraría mecánicamente debido a la aparición de gran cantidad de microgrietas.

En la década de los 60 gran número de investigaciones se encaminaron hacia la estabilización de la fase cúbica tipo fluorita mediante la solución sólida de óxidos tales como CaO, MgO y Y2O3 principalmente. No obstante esta circo­na totalmente estabilizada puede considerarse como un ma­terial con relativamente pobres propiedades mecánicas, y debido a su alto coeficiente de dilatación ("v 10 x 10"^ /^C) tiene una moderada resistencia al choque térmico.

El desarrollo de la circona parcialmente estabilizada (p.e. con ^ 3^/0 en peso de MgO) que como hemos apuntado anteriormente, contiene una fase dispersa de Zr02 -t la cual transforma martensíticamente en el extremo de una grieta, ha supuesto un enorme avance en la mejora de sus propieda­des. Si tomamos como parámetro para medir la tenacidad el factor de concentración de tensiones K- , dicho factor pasa de un valor comprendido entre 3 y 4 MNm ~^^^ para la cir­cona totalmente estabilizada a un valor de ^ lOMNm'" ' ^ para ZPS (1,15). Es decir, debido a la transformación mar­tensítica, la circona pasa de ser un material con relativamen­te pobres propiedades mecánicas a ser un un super material de elevada tenacidad.

100 8

7

r-û ÛÇT- 1 1 1

Í£ 0 ^ W - % Tet. ^ 6 \ ^ 1

ü V^—K|c

5

1 1 1 1

H75

o o»

50 2

H 25

10 20 30

Fracción Vol. Zr02

40

Figura 1 3 . - Representación del Kjp Frente a la fracción de volu­men de Zr02 en la matriz AI2O3 y al porcentaje de fase tetrago­nal retenida.

38

b) Caso de materiales compuestos Zr02/matriz. En la figura 13 (16) se representa la variación de K-

frente al ^/o en volumen de Zr02 dispersa en una matriz de AI2O3. Como se puede observar, para un porcentaje en vo­lumen de "^ 15^/0 el valor de la tenacidad llega a ser casi el doble del corrspondiente a la matriz sola. Igual comporta­miento se ha observado en matrices de CSi (18) y N3S4(17)

Por otro lado los materiales cerámicos, debido a su inhe­rente fragilidad están expuesto a fractura catastrófica bajo condiciones de transferencia de gran cantidad de calor y/o rápida variación de la temperatura del medio que las rodea. Podemos considerar que la resistencia al choque térmico costituye un "talón de Aquiles" de los materiales cerámi­cos.

Los resultados que muy recientemente se han publicado en la literatura sobre la influencia en la resistencia al choque térmico de la adición de una fase dispersa de circona a ma­trices de AI2O3 y Zr02. SÍO2, son enormemente esperanza-dores en este sentido.

En la figura 14 (18) se representa el efecto que sobre la temperatura crítica ATc, según teoría unificada de Hassel-man (19), tiene la adición de Zr02. Como se aprecia en di­cha figura el incremento correspondiente a una adición del 20^/0 en volumen es próxima al lOO^/o.

160 ,

8 0 0 |

600

4 0 0 h

+n

200 h H

Vol.%Zr02 d(um) K|c(MN/m3/2)

• 20 «1 8,5 AI2O3 5,6

«5 6,8 12+7 20 ^0 3,9

HP. l500OC.30mln

-i r--ifcö-.:^=+^:j= o 100 200 300 400 500 600 700

AT re) 800

Figura 14.- Resistencia al choque térmico en materiales compues­tos de AI2O3 con partículas dispersas de Zr02 de diferentes ta­maños, enfriados bruscamente en agua a 20 C.

En la figura 15 (19) se aprecia el efecto que sobre el cir­cón ejerce la adición de un lO^/o en peso de Zr02. En este caso se observa que mientras en el circón por sí sólo la frac­tura es catastrófica para ATc = 300^C, la adición de Zr02 hace que el modo de fractura sea cuasiestatico por encima de dicha temperatura.

CONCLUSIONES

Como conclusión principal de este breve estudio biblio­gráfico los autores quieren dejar establecida la enorme im­portancia que la transformación martensítica puede tener en orden a mejorar drásticamente la tenacidad de los mate­riales cerámicos.

El esfuerzo realizado hasta ahora en este campo se ha centrado, como hemos podido ver, en matrices de una so­la fase (AI2O3, SiC, N3SÍ4). Sería de enorme interés tecno­lógico estudiar dicho fenómeno en matrices más complejas como pueden ser las constituidas por los materiales cerámi­cos tradicionales.

120

o X

3 80

< ü

uj 40 o:

"^Ví^ ZrSi04+IO%Zr02

-N

ZrSi04

200 400

TEMPERATURA ^c 600

Figura 15.- Resistencia al choque térmico del circón con y sin adi­ción de circona (enfriamiento brusco en agua a 20^C).

AGRADECIMIENTO

Este trabajo ha sido financiado por la Comisión Asesora de Investigación Científica y Técnica mediante la dotación Ref. 3171/79.

REFERENCIAS

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B0L.S0C.ESP.CERAM.VIDR.V0L.21 - NUM.1 39

Servicio Bibliográfico: S.E.CV.

GALÁN HUERTOS, E. ESPINOSA DE LOS MONTEROS, J.

«EL CAMJN EN ESPAÑA»

Ed. Madrid 1974. x ix+230págs

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