Aleaciones de titanio mejorados

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TIPOS DE ALEACIONES DE TITANIO 
 
 
 
ALEACIONES ALFA 
 
 
 En su composición sólo aparecen aleantes alfágenos (Al) y neutros 
(Sn,Zr), que las endurecen por solución sólida. 
 
 Su aluminio equivalente debe estar por debajo del 9%, para evitar la 
formación de la fase α2 (Ti3Al), que fragiliza mucho las aleaciones. 
 
 Su estructura de equilibrio a temperatura ambiente es 
exclusivamente alfa. 
 
 No pueden endurecerse significativamente mediante tratamiento 
térmico. 
 
 Al no tener nada de fase beta, no tienen temperatura de transición 
dúctil-frágil, pudiendo utilizarse a temperaturas bajísimas con 
muy buena tenacidad. 
 
 Tienen mala forjabilidad, pero buena soldabilidad. 
 
 La aleación más interesante es la Ti-5Al-2,5Sn. Presenta una buena 
tenacidad hasta temperaturas tan bajas como 30K, sobre todo si se 
utiliza la variante ELI (Extra Low Intersticial). 
 
 Muy escasa aplicación en el ámbito aeroespacial. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
ALEACIONES ALFA MÁS BETA 
 
 
 Son aleaciones en cuya composición existe aluminio, junto a 
elementos betágenos en cantidad moderada. Puede estar presente 
algún elemento neutro, que endurece la aleación por solución sólida. 
 
 En estado de equilibrio, a temperatura ambiente su estructura de 
equilibrio está formada mayoritariamente por granos de alfa, con 
cierta proporción de beta. 
 
 Son las más utilizadas. 
 
 La Ti-6-4 tiene mayor utilización industrial que todas las demás 
aleaciones de titanio juntas. 
 
ALGUNAS ALEACIONES TÍPICAS α + β 
 
Aleación %Al %Sn %Zr %V %Mo %Fe %Si 
Ti-6-4 6 -- -- 4 -- -- -- 
Ti-3-2,5 3 -- -- 2.5 -- -- -- 
Ti-662 6 2 -- 6 -- -- -- 
Ti-550 4 2 -- -- 4 0.2 0.5 
Ti-6246 6 2 4 -- 6 -- -- 
 
 
TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LAS ALEACIONES α+β 
 
Mill-Annealing (MA) 
 
 Proceso en el que, tras un recocido en zona β, el material es 
deformado en zona α+β. 
 
 
 
 Tras el tratamiento, los granos de las fases α y β pueden estar más o 
menos recristalizados, en función de las variables del proceso 
(temperatura, cantidad de deformación, velocidad de enfriamiento) 
utilizadas durante la deformación en zona α+β. Por tanto, la 
estructura final puede ser muy variable de unos productos a otros. 
 
 
 
 Tras la deformación, se aplica un recocido final, a temperatura más 
baja, para relajar posibles tensiones residuales. 
 
 Sus propiedades mecánicas son inferiores a las alcanzables con otros 
tratamientos. 
 
 Es un tratamiento muy usual en aleaciones α+β, como la Ti-6Al-4V, 
pero no tanto en el campo aeroespacial. Es más fácil de realizar y 
más económico. 
 
 
Recocido en beta (Beta-annealed) 
 
 Tiene como objetivo conseguir una estructura completamente 
laminar de la fase alfa. 
 
 Para ello, tras una deformación que suele comenzar en zona beta y 
acabar en zona alfa más beta, la aleación recibe un tratamiento de 
recristalización en zona beta, a una temperatura poco por 
encima del beta transus, para evitar un crecimiento excesivo de 
los granos de beta. 
 
 
 La velocidad de enfriamiento desde la temperatura de 
recristalización es un parámetro fundamental, que influye mucho en 
las propiedades mecánicas finales. 
 
 
 
 A mayor velocidad de enfriamiento, más pequeñas y de menor 
espesor son las placas de alfa que se van formando dentro de los 
granos de beta al ir bajando la temperatura. 
 
 También se forman placas de alfa en los bordes de grano de beta, 
tanto más gruesas cuanto más lento es el enfriamiento. Tienen una 
influencia negativa sobre las propiedades mecánicas. 
 
 La estructura final está por tanto compuesta por placas de alfa 
en los bordes de los granos de beta (ya desaparecidos) y unas 
agrupaciones de placas de alfa, separadas entre sí por una lámina 
de beta, formando colonias de alfa dentro del primitivo grano de 
beta 
 
 Las siguientes micrografías (obtenidas respectivamente a 50 y 500 
aumentos) corresponden a una aleación Ti-6-4, recocida en beta y 
con enfriamiento posterior en horno. Pueden verse la estructura de 
placas de α en los bordes de grano de β y dentro de ellos formando 
colonias (agrupaciones). 
 
 
 
 
 
 Cuanto menor es el tamaño y espesor de las placas de alfa, más se 
mejora el límite elástico, la plasticidad, el comportamiento a fatiga a 
altos ciclos, pero empeora la tenacidad de fractura y la velocidad de 
crecimiento de grieta en fatiga. 
 
 El mejor comportamiento a fluencia se obtiene con velocidades de 
enfriamiento intermedias. 
 
 
 
 
 El efecto de la última etapa del tratamiento depende de la 
temperatura utilizada. Si está por encima del solvus de α2 (Ti3Al), sólo 
sirve para relajar las posibles tensiones existentes en la pieza. En 
caso contrario, se producirá una cierta precipitación dentro de la fase 
α, que contribuirá al endurecimiento. 
 
 
Recocido dúplex (Recocido en alfa más beta) 
 
 Se pretende obtener una estructura bimodal, formada por granos de 
alfa primaria (alfa original que no desaparece en el tratamiento) y 
granos de beta transformada (granos de beta que al enfriarse se 
transforman en placas de alfa con láminas de beta entre ellas) 
 
 
 La aleación se forja en zona alfa más beta, y a continuación se 
la calienta a una mayor temperatura (dentro de la misma 
zona) para que la estructura recristalice, dando granos equiaxiales 
de alfa primaria y de beta. 
 
 La proporción de granos de alfa y de beta formados depende de la 
temperatura del tratamiento de recristalización. A mayor 
temperatura, menor cantidad de alfa primaria quedará. 
 
 Durante el enfriamiento posterior, dentro de los granos de 
beta se van formando placas de alfa. El espesor de las mismas 
depende de la velocidad de enfriamiento. 
 
 A mayor velocidad de enfriamiento, mejor límite elástico y 
comportamiento a fatiga de bajos ciclos. 
 
 
 
 
 
 
 Por otro lado, el enfriamiento tras la primera etapa del procesado 
(homogeneización en zona beta), influye de forma decisiva en el 
tamaño de los granos recristalizados de alfa y beta. Enfriamientos 
más rápidos producen finalmente granos más pequeños de alfa 
primaria. 
 
 
 Para una misma velocidad de enfriamiento tras la recristalización, el 
recocido dúplex tiene, respecto del recocido en beta, más límite 
elástico y plasticidad, así como un mejor comportamiento a iniciación 
de grieta en fatiga, pero sin embargo resulta peor en tenacidad de 
fractura, velocidad de crecimiento de grietas de fatiga y en fluencia. 
 
 Esta es la estructura más habitualmente utilizada en los 
álabes y discos del compresor de los motores aeronáuticos. 
 
 
Recocido de recristalización 
 
 Tiene como objetivo conseguir una estructura completamente 
recristalizada de granos de alfa equiaxiales, con pequeños 
cristales de beta situados en los bordes de grano de alfa, 
preferentemente en los puntos triples. 
 
 
 
 Tras un proceso de deformación en zona alfa más beta, la aleación es 
calentada a una temperatura mayor, también en zona alfa más beta, 
para producir la recristalización. 
 
 
 
 
 
 El enfriamiento desde la temperatura de recristalización se 
realiza a velocidad muy lenta, de forma que los cristales de alfa 
primaria puedan crecer a expensas de los de beta existentes, dado 
que al bajar la temperatura la cantidad de beta estable va 
disminuyendo. 
 
 Proporciona una buena combinación de propiedades de tracción y de 
tolerancia al daño. 
 
 En este tipo de microestructura, cuanto menor es el tamaño de grano 
mejor el límite elástico, la plasticidad y la nucleación de grieta en 
fatiga, empeorándose sin embargo la tenacidad de fractura, la 
velocidad de crecimiento de grieta en fatiga y el comportamiento a 
fluencia. 
 
 
 
TRATAMIENTOS DE SOLUCIÓN Y MADURACIÓN (STA) 
 
 Tras un calentamiento a temperatura elevada (solución), se enfría la 
pieza rápidamente. 
 
 Posteriormente se le aplica un nuevo calentamiento (maduración) 
para producir una precipitación en la estructura conseguida tras la 
solución.Tratamiento de solución 
 
 Tiene como objetivo obtener la transformación, total o parcial, de la 
fase alfa en beta. 
 
 Durante el enfriamiento de la solución, se pretende impedir que la 
fase beta se transforme nuevamente en alfa, por lo que el 
enfriamiento debe ser suficientemente rápido. 
 
 En aleaciones con poca cantidad de aleantes estabilizadores 
de beta, la velocidad crítica de enfriamiento para impedir dicha 
transformación es muy elevada, por lo que será muy difícil 
conseguirlo. 
 
 En consecuencia, sólo responderán bien a este tratamiento térmico 
las aleaciones más aleadas. El problema se agrava además debido a 
que el titanio tiene muy baja conductividad térmica, por lo que sólo 
se podrá conseguir enfriamientos rápidos en piezas delgadas. 
 
 Tras el tratamiento de solución pueden ocurrir dos cosas (e incluso 
una mezcla de las dos) 
 
 La beta existente a temperatura elevada se transforma en 
martensita αm. 
 
 La beta queda retenida (βm) a temperatura ambiente, con la 
misma composición que tenía a temperatura elevada, que no es 
la correspondiente al equilibrio, por lo que está fase tenderá a 
descomponerse. 
 
 La martensita obtenida no produce un incremento de dureza tan 
espectacular como en los aceros. 
 
 Según la composición de la aleación, pueden formarse distintos tipos 
de martensita (α’, α’’, α’’’…) 
 
 Si enfriamos desde una temperatura por encima de βt, y la 
composición de la aleación es tal que su Mf esté por encima de la 
temperatura ambiente, tras la solución se obtendrá una estructura 
completamente martensítica. 
 
 En las siguientes micrografías (obtenidas a 50 y 500 aumentos 
respectivamente) puede verse la microestructura obtenida en una 
muestra de aleación Ti-6-4 con tratamiento de solución en zona β con 
un enfriamiento en agua con agitación. La microestructura es 
martensítica. 
 
 
 
 
 Las temperaturas Ms y Mf son tanto más bajas cuanto mayor cantidad 
hay de aleantes estabilizadores de beta. 
 
 Si la Mf es inferior a la ambiente, la estructura estará formada por 
una mezcla de αm y βm. Cuanto más aleante betágeno tenga la 
aleación, más proporción de fase beta quedará retenida. 
 
 Si el tratamiento de solución se realiza a temperaturas por debajo del 
βt (zona α+β), tras el enfriamiento quedará sin transformar una 
cierta proporción de alfa primaria. En este caso, la fase β será más 
rica en aleantes betágenos que la que se tiene con tratamientos por 
encima de βt. 
 
 Las propiedades mecánicas finales dependen de la temperatura de 
solución. 
 
 
Tratamiento de maduración 
 
Descomposición de la martensita 
 
 Durante la maduración, la martensita formada se descompone en 
 
 αm → α + β 
 
 En las aleaciones más utilizadas de esta familia, en la maduración se 
producen precipitados de β en los bordes de las agujas de martensita. 
 
 La maduración de la martensita no produce en general una variación 
sustancial de las propiedades mecánicas. 
 
 La forma y distribución de los precipitados formados dependen de la 
temperatura y tiempo de maduración. 
 
Descomposición de la beta metaestable 
 
 Si la temperatura de maduración es relativamente baja (<500º) y la 
fase β tiene una cantidad baja o media de aleantes betágenos, puede 
ocurrir la reacción: 
 
 βm → β + ω 
 
 La fase ω es un precipitado coherente que produce un aumento de 
dureza pero una importante pérdida de tenacidad, por lo que, en 
general su presencia es indeseable. 
 
 Por tanto, la maduración se aplicará a temperaturas por encima del 
solvus de esta fase, dándose la siguiente reacción: 
 
 βm → β + α 
 
 Dentro de los granos de beta se forman cristales de alfa. 
 
 Si la fase beta metaestable es muy rica en aleantes betágenos 
disueltos, durante la maduración a baja temperatura (< 500º) se 
produce “desmezcle” de aleantes dentro de la propia fase, dándose 
lugar a dos betas distintas: 
 
 Una fase β1 más pobre en aleantes que βm 
 Otra β más rica en betágenos. 
 βm → β + β1 
 Si se mantiene mucho tiempo la aleación a la temperatura de 
maduración, la β1 es sustituida por cristales de α 
 
 Para temperaturas por encima del solvus de β1, se produce 
directamente la transformación βm → β + α 
 
 En definitiva, durante la maduración de la beta metaestable la 
estructura final es una matriz de β con cristales dispersos de α. 
 
 La forma, tamaño y cantidad de esos cristales de α dependen de las 
condiciones de maduración (temperatura y tiempo), influyendo en las 
propiedades finales del material. 
 
 El tratamiento completo de solución + maduración es el que 
proporciona a esta familia de aleaciones los mayores niveles 
de dureza, límite elástico y resistencia, pero con menores valores 
de plasticidad y tenacidad. 
 
 Por ello, en la mayoría de los casos no es el tratamiento elegido 
ya que, además, en las aleaciones más utilizadas la mejora es escasa 
y en el enfriamiento tras la solución se precisan velocidades de 
enfriamiento difíciles de alcanzar. 
 
 Resulta interesante en aleaciones cuya composición sea próxima al 
βc, en las que se consigue el mayor incremento de propiedades. 
Además, al estar muy cargadas en aleantes betágenos, pueden ser 
enfriadas tras la solución a menores velocidades. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
CAPA ALFA 
 
 Durante la permanencia de las piezas de titanio a temperatura 
elevada durante los tratamientos térmicos en presencia de oxígeno, 
éste va penetrando por difusión en la aleación, dando lugar a una 
capa superficial muy enriquecida en él. 
 
 Dado que el oxígeno es un muy fuerte estabilizador de la fase alfa, 
generalmente la capa enriquecida estará compuesta por cristales 
duros y frágiles de alfa, estructura muy distinta a la del interior de la 
aleación. 
 
 La presencia de esta capa en la pieza puede originar importantes 
problemas en servicio, ya que se agrieta fácilmente y facilita la 
formación de grietas de fatiga. 
 
 La formación de esta capa se produce en todos los tipos de 
aleaciones. 
 
 En consecuencia, hay que impedir su presencia: 
 
 Eliminando tras el tratamiento térmico un espesor 
suficiente de material, que será función de la temperatura y 
tiempo de permanencia a alta temperatura. 
 
 Dando los tratamientos en vacío o atmósfera inerte. 
 
 Las figuras siguientes recogen la presencia de capa alfa en dos 
muestras de Ti-6-4, con tratamientos de recocido en beta y solución 
respectivamente, dados en atmósfera de aire. Nótese la presencia de 
grietas en dicha capa. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
ALEACIONES SÚPER-ALFA 
 
 
 Las aleaciones súper-alfa (también llamadas casi-alfa) son aleaciones 
específicamente diseñadas para trabajar a temperatura elevada, 
básicamente para la industria aeronáutica. 
 
 Dado que en la fase beta la difusión es mucho más fácil que en la alfa, en estas 
aleaciones la cantidad de beta presente será muy reducida. Buscaremos 
además aleantes que tengan una baja capacidad de difusión en la red del 
titanio. 
 
 Las principales aleaciones de tipo súper-α son: 
 
Aleación %Al %Sn %Zr %Mo %Si %Otros %C 
Ti 8-1-1 8 --- --- 1 --- 1 V --- 
Ti 6-2-4-2 6 2 4 2 0.2 --- --- 
Ti-1100 6 2.75 4 0.4 0.45 --- --- 
Ti-685 6 --- 5 0.5 0.25 --- --- 
Ti-834 5.6 4 3.5 0.5 0.4 0.7 Nb 0.1 
 
 La microestructura de equilibrio a temperatura ambiente está formada casi 
exclusivamente por cristales de fase alfa, junto a una muy pequeña cantidad de 
beta. 
 Respecto de la aleación Ti-6-4 se producen los siguientes cambios en la 
composición: 
 
 Disminución de la cantidad de elementos estabilizadores de beta 
 Sustitución del elemento betágeno V por el Mo y Nb, con menor 
velocidad de difusión. 
 Presencia de elementos neutros 
 Presencia del Si como aleante, para formar precipitados. 
 
 
TRATAMIENTO TÉRMICO DE LAS ALEACIONES SÚPER-ALFA 
 
 La estructuraque optimiza el comportamiento en servicio de estas aleaciones 
es bimodal, o sea combinación de granos de alfa primaria con granos de beta 
transformada, análoga a la ya comentada para las aleaciones α+β. La muy 
escasa cantidad de fase beta estable se sitúa entre las placas de alfa. 
 
 
 Las etapas del procesado habitualmente son: 
 
 Homogeneización en zona beta 
 Deformación en zona α+β 
 Recristalización en zona α+β, pero a mayor temperatura 
 Maduración 
 
 Durante la recristalización, se forman granos equiaxiales de α y β. 
 
 En el enfriamiento posterior, en los granos de β se forman placas de α 
 
 Las propiedades mecánicas finales dependen de la cantidad de alfa primaria y 
del espesor de las placas de alfa. 
 
 
 
 
 La velocidad de enfriamiento tras la recristalización influye mucho en el espesor 
de las placas de alfa. 
 
 A mayor velocidad de enfriamiento, mayor límite elástico 
 
 Sin embargo, el mejor comportamiento a fluencia se obtiene para velocidades 
intermedias. 
 
 
 
 
 
 Por otro lado, cuanto menor cantidad de alfa primaria haya, mejor 
comportamiento a fluencia. Desde este punto de vista, lo mejor es que no 
hubiera nada. 
 
 Sin embargo, el comportamiento a fatiga a bajos ciclos se empeora cuanto 
menor es la cantidad de alfa primaria. 
 
 
 En consecuencia, se debe llegar a una situación de compromiso, dando el 
tratamiento de recristalización a una temperatura a la que se genere sólo una 
muy pequeña cantidad de esa fase. 
 
 En las aleaciones Ti-6-2-4-2 e IMI 685, como la cantidad de alfa primaria varía 
muy rápidamente al acercarnos al beta transus, no es posible de manera fiable 
y reproducible obtener estructuras con menos del 30% de alfa primaria. 
 
 Sin embargo, en la aleación más moderna IMI 834 la presencia de C hace que 
la variación de la cantidad de alfa en función de la temperatura sea más lenta, 
permitiendo dar tratamientos en los que sólo quede del orden del 10-20% de 
alfa primaria. Esta aleación es la que soporta mayor temperatura de trabajo 
(550-600º) 
 
 
 
 Durante el posterior tratamiento de maduración (a temperaturas del orden de 
700º) se producen dos procesos de precipitación simultáneos: 
 
 Precipitación de siliciuros de titanio entre las placas de alfa 
 Precipitación de α2 (Ti3Al) dentro de la fase alfa (sobre todo la alfa 
primaria) 
 
 
 La principal aplicación aeronáutica de estas aleaciones se encuentra en los 
discos y álabes del compresor de los motores. 
 
 En el fan y las primeras etapas (más frías) la aleación más utilizada es la 
Ti-6-4 
 En las zonas donde la temperatura de trabajo supera los 350º-400º se 
emplean las aleaciones súper-alfa 
 
 Si en las últimas etapas del compresor se alcanzan temperaturas por 
encima de 550-600º, no pueden utilizarse ya aleaciones de titanio, 
empleándose en su lugar superaleaciones base níquel. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
ALEACIONES BETA 
 
 
 Las aleaciones de esta familia son en realidad beta-metaestables. 
Las aleaciones beta-estables no tienen una aplicación significativa 
desde el punto de vista estructural. 
 
 La microestructura de equilibrio a temperatura ambiente está 
formada mayoritariamente por granos de beta con una cierta 
cantidad de alfa. 
 
 Debido a que son aleaciones con una gran cantidad de aleantes, 
durante la solidificación del lingote puede producirse una 
importante segregación. Si se han formado zonas muy ricas en 
betágenos (denominadas beta-fleck), la temperatura βt allí será 
significativamente inferior a la prevista. En el posterior tratamiento 
de solución podrá atravesarse el beta-transus, dando lugar a una 
microestructura local distinta, que empeora el comportamiento en 
servicio, sobre todo a fatiga. Algunos aleantes, como el Fe y Cr, 
son especialmente problemáticos desde este punto de vista. 
 
 Si son calentadas por encima de su beta transus y a continuación 
enfriadas con suficiente velocidad, se retiene a temperatura ambiente 
la fase beta estable a alta temperatura. Se la denomina beta 
metaestable, porque su composición no corresponde a la beta de 
equilibrio a temperatura ambiente (tiene exceso de aluminio 
disuelto). 
 
 Pertenecen a este grupo las aleaciones que pueden alcanzar los 
mayores valores de dureza, límite elástico y resistencia a 
tracción, mediante tratamiento térmico. 
 
 Al tener una estructura muy mayoritariamente formada por cristales 
cúbicos centrados en el cuerpo (la fase β), su capacidad de 
deformación es mucho mayor que la del resto de las aleaciones. 
 
 Por tanto, son fácilmente forjables, teniendo además su βt 
bastante más baja. 
 
 Bajo ciertas condiciones, es posible incluso deformarlas a 
temperatura ambiente. 
 
 Desgraciadamente, la notable cantidad de aleantes betágenos 
presentes en ellas eleva la densidad. 
 
 Dado que la fase β tiene un módulo elástico significativamente 
inferior al de la α, estas aleaciones tienen valores de esta propiedad 
bastante por debajo que el resto. 
 
 Puesto que la red de la fase β es cúbica centrada en el cuerpo, 
presentan temperatura de transición dúctil-frágil, por lo que no 
deben utilizarse a bajas temperaturas. 
 
 Esta familia puede subdividirse en dos subgrupos: 
 
 Aleaciones de alta resistencia: Con menor contenido en 
aleantes betágenos, situadas en cuanto a su composición sólo 
un poco a la derecha de βc. 
 
 Aleaciones fuertemente estabilizadas: Tienen mayor 
cantidad de aleantes betágenos. 
 
 Algunos ejemplos de ambos tipos de aleaciones: 
Aleaciones de alta resistencia 
 %Al %V %Fe %Mo %Cr %Sn %Zr 
Ti 10-2-3 3 10 2 -- -- -- -- 
Ti-17 5 -- -- 4 4 2 2 
Β-CEZ 5 -- 1 4 2 2 4 
 
 
Aleaciones fuertemente estabilizadas 
 
 %Al %V %Fe %Mo %Cr %Sn %Zr 
Ti 15-3 3 15 -- -- 3 3 -- 
Beta-C 3 8 -- 4 6 -- 4 
Ti-21S 3 -- -- 15 -- 3%Nb 0.2%Si 
 
 
 Las aleaciones del primer grupo alcanzan propiedades más elevadas 
porque la cantidad de alfa que puede precipitarse durante los 
tratamientos térmicos es mayor. 
 
 
 
TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LAS ALEACIONES BETA 
 
 Existen diversos procesos de tratamiento térmico que se aplican a 
esta familia de aleaciones 
 
 Todos tienen entre sus objetivos fundamentales el impedir o 
minimizar la presencia de placas de alfa en los bordes de 
grano de beta, porque influyen negativamente en las propiedades 
mecánicas. 
 
 Como ejemplo se comentará a continuación el correspondiente a la 
estructura bimodal, que se aplica a aleaciones de alta resistencia. 
 
 
 
 
 El tratamiento consta de las siguientes etapas: 
 
 Tratamiento de homogeneización en zona β, para 
disminuir en lo posible la segregación de elementos producida 
durante la solidificación del lingote. La velocidad de 
enfriamiento es importante porque cuanto más lento sea, 
mayor es el espesor de las placas de α que se forman en los 
bordes de grano de β, más difíciles de eliminar en las siguientes 
etapas. 
 
 Deformación en zona alfa más beta. 
 
 Recristalización, que se da también en zona α + β pero a 
mayor temperatura. En esta etapa se forman granos 
recristalizados de β de tamaño adecuado, junto a partículas 
redondeadas de α. 
 
 Solución, a una temperatura ligeramente inferior a βt, con 
enfriamiento suficientemente rápido (lo que depende del 
espesor de la pieza). 
 
 Maduración, a temperaturas más bajas en zona α+β, durante 
la que se descompone la beta metaestable retenida. 
 
 
 
 
 Cuanto menor sea la temperatura de maduración, más abundante y 
fina será la precipitación de α, lo que hace aumentar la dureza, límite 
elástico y resistencia de la aleación, a costa de disminuir la 
plasticidad y tenacidad de fractura. 
 
 Todos los demás tipos de procesado de estas aleaciones, finalizan en 
cualquier caso con las etapas de solución y maduración. 
 
 El módulo elástico varía bastante con el tratamiento. Cuanto menos 
cantidad haya de alfa, más bajo será. 
 
 La aplicación fundamentalde las aleaciones β de alta resistencia es 
en piezas estructurales que precisen muy buenas propiedades 
mecánicas a temperatura ambiente. 
 
 A título de ejemplo, la mayoría de las piezas del tren de aterrizaje del 
Boeing 777 están fabricadas con la aleación 10-2-3. 
 
 Las aleaciones más estabilizadas encuentran aplicaciones en muelles 
y resortes, porque combinan buenos niveles de límite elástico y 
resistencia con bajo módulo elástico. 
 
 
 
 
Referencias 
 Titanium, G. Lütjering y J.C. Williams, Springer, 2003 
 
 Light Alloys, 3ª Edición, I.J. Polmear, Arnold, 1995 
 
 Encyclopedia of Aerospace Engineering, Volumen 4: Materials 
Technology, R.Bockley y W. Shyy, Wiley, 2010