ESTUDIO DE LA FORMACION DE PRECIPITADOS EN...

ESTUDIO DE LA FORMACION DE PRECIPITADOS EN LA MICROESTRUCTURA DE UN ALUMINIO 6063-T5 ENVEJECIDO A UNA TEMPERATURA DE 170°C DURANTE TIEMPOS

DE 12,18,24,48,72 Y 96 HORAS USANDO MICROSCOPIA OPTICA Y ELECTRONICA DE BARRIDO

PRESENTADO POR:

VICTOR GIOVANNY MARTINEZ CABEZAS

DIEGO FERNANDO ROGRIGUEZ GOMEZ

UNIVERSIDAD DISTRITAL FRANCISCO JOSE DE CALDAS

FACULTAD TECNOLOGICA

MATERIALES Y PROCESOS DE MANUFACTURA

BOGOTA DC

2015

CONTENIDO

INTRODUCCIÓN ........................................................................................................ 1

1. PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA ...................................................................... 1 1.1 Estado del Arte ........................................................................................................... 2 1.2 Justificación................................................................................................................ 6

2. OBJETIVOS .......................................................................................................... 6 2.1. Objetivo General: ...................................................................................................... 6 2.2. Objetivos Específicos: ................................................................................................ 6

3. MARCO TEÓRICO ............................................................................................... 7 3.1. Aluminio 6063 ........................................................................................................... 7

3.1.1. Composición Química .................................................................................................. 7 3.1.2. Propiedades Físicas ...................................................................................................... 7 3.1.3. Propiedades Tecnológicas ........................................................................................... 7 3.1.4. Dureza .......................................................................................................................... 8 3.1.5. Equivalencias Internacionales ..................................................................................... 8 3.1.6. Clasificación por su proceso ........................................................................................ 8 3.1.7. Clasificación por su estado .......................................................................................... 8 3.1.8. Series de aluminios según sus aleantes ............................................................... 10

3.2.Tratamiento térmico en aleaciones de aluminio. ....................................................... 11 3.2.1. Elementos de aleación que responden al tratamiento térmico. ............................... 11 3.2.2. Pasos a seguir para llevar a cabo un tratamiento térmico. ....................................... 12

3.3. Precipitación De Una Solución Sólida ....................................................................... 17 3.3.1. Secuencia de precipitación. ....................................................................................... 17

3.4. Zonas de Guinier-Preston ......................................................................................... 20 3.5. Tratamientos térmicos de esferoidización del silicio ................................................. 24

3.5.1. Etapa de subdivisión o escalonamiento ............................................................... 24 3.5.2. Etapa de crecimiento............................................................................................ 25 3.5.3. Etapa de esferoidización ...................................................................................... 25 3.5.4. Mecanismo de esferoidización ............................................................................. 26

4. METODOLOGÍA ................................................................................................ 27 4.1. Procedimiento ......................................................................................................... 27 4.2. Resultados Y Discusión ............................................................................................ 28

4.2.1. Microscopia Óptica (MO) Y Electrónica De Barrido (MEB)................................... 28 4.2.2 Composición del Material ........................................................................................... 38

5. ANALISIS RESULTADOS DE LOS ENSAYOS REALIZADOS ...................................... 42

6. CONCLUSIONES ................................................................................................ 49

7. BIBLIOGRAFÍA .................................................................................................. 50

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INTRODUCCIÓN

Las aleaciones comerciales de aluminio sometiéndolas a diferentes tratamientos térmicos se logra mejorar las propiedades mecánicas y si son templadas a temperaturas mayores de 350ºC aumenta su resistencia mecánica, pero un claro ejemplo del comportamiento a temperaturas inferiores de 350ºC fue el proyecto de Análisis de la resistencia a la tensión del aluminio 6063-T5 envejecido a una temperatura de 170 ºC durante tiempos de 12, 18, 24, 48, 72 y 96 el que se concluyó que el material sufre un cambio en su resistencia a la tracción con relación al material no tratado. En esta etapa se quiere averiguar qué es lo que ocurre con el aluminio 6063 T-5 en cuanto a su caracterización en su microestructura evaluando el comportamiento en los límites de grano y se es posible la formación de las Zonas de Guiner – Preston. El aluminio 6063 T-5 es un material compuesto por Si, Fe, Cu, Mn, Mg, Cr, Zn, Ti y Al, debido a la presencia de Mg y Si que forman un compuesto el que permite al material adoptar propiedades mecánicas altas por la presencia del metal Mg. Cuando se realizan tratamientos térmicos que varían sus propiedades mecánicas aumenta la presencia de Mg2Si en la estructura cristalina del aluminio. Los tratamientos térmicos de los aluminios se basan a cualquier proceso de calentamiento y enfriamiento, operaciones que se realizan con el propósito de cambiar las propiedades mecánicas y la estructura metalúrgica. El proceso de envejecimiento artificial es un fenómeno que afecta a la aleación a una temperatura mayor que la temperatura ambiente, a este proceso fue sometido el material 6063 T5 a una temperatura de 170°C en diferentes intervalos de tiempo para mejorar sus propiedades mecánicas y aumentar el número de aplicaciones en la industria. Como se observa que el material mejora se quiere analizar su microestructura localizando la formación de precipitados en los límites de grano y poder ubicar las Zonas de Guinier-Preston con ayuda de la microscopia para ello se utilizó un Microscopio Electrónico de Barrido (MEB), el cual arroja imágenes superiores a 20 µm.

1. PLANTEAMIENTO DEL PROBLEMA

Por la necesidad de encontrar nuevos materiales en la industria, se ha recurrido a numerosos estudios y proyectos para atender la demanda del mercado mundial para la adquisición de productos duraderos y de alta calidad; debido a la cantidad de problemas a resolver, de los objetivos a alcanzar y de los métodos empleados, se ha ampliado el campo para el estudio de los nuevos materiales sometiéndolos a varios procesos de manufactura para la mejora de sus propiedades ya sea un tratamiento térmico o a un proceso de fabricación o manufactura especifico. Debido a esto, el objetivo de estudio para este proyecto se ha enfocado en los metales específicamente en la familia de las aleaciones, se ha delimitado el proyecto para el análisis y caracterización del Aluminio 6063 T5, por lo cual se ha recopilado información de diferentes fuentes para desarrollar un estudio consistente para el análisis microestructural del material.

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Después de analizar el comportamiento mecánico del aluminio 6063-T5 al ser tratado con un envejecido a 170°C a unos periodos de 12,18, 24, 48, 72 y 96 horas se concluyó que el material mejoraba considerablemente su resistencia a la tracción y después de analizar el estudio realizado por el grupo de estudiantes del Instituto Tecnológico se llegó a la conclusión que si el material mejoró sus propiedades mecánicas su granulometría se tenía que ver afectada, de este análisis surge la idea de estudiar a fondo el comportamiento de la microestructura del aluminio 6063 T-5 pero en este caso se estudiara si existe alguna diferencia entre los periodos de envejecido y las formación de estos precipitados evaluando los límites de grano y si es posible observar la formación de Zonas de Guinner – Preston.

1.1 Estado del Arte

La aleación de aluminio 6063 pertenece a la serie Al-Mn y es quizás una de las más importantes aleaciones de Al que endurecen por deformación. Generalmente contiene 0,25-1,25% Mn, pequeños porcentajes de elementos aleantes como Mg, Cu, CR, TI, y Zn e impurezas de Fe y Si; debido a su gran facilidad de extrusión, obtiene características mecánicas adecuadas, un correcto aspecto de superficie y buen coloreado. Al anodizarse tiene múltiples aplicaciones. El aluminio aleación magnesio silicio 6063 se utiliza en perfiles de carpintería metálica, manillas, pomos, herrajes, sillas de terraza, campo y playa. En las aleaciones comerciales de aluminio se mantienen a temperaturas inferiores de 250ºC, después de templadas desde altas temperaturas (350 ºC o más), aumenta su resistencia mecánica. El descubrimiento del endurecimiento estructural por envejecimiento, en 1906, condujo al desarrollo de la primera aleación industrial, el Duraluminio, en 1916. Desde entonces, las aleaciones de aluminio endurecibles por precipitación han adquirido una importancia práctica considerable, gracias a las mejoras continuas en sus características físicas y mecánicas específicas, y a su aptitud para la conformación (moldeo o colada continua o semicontinua), forja en caliente o en frío, etc. Este fenómeno de endurecimiento estructural no es específico de las aleaciones de Aluminio, sino que se da también en aleaciones base cobre, magnesio, plomo o las Súper-aleaciones base cobalto o níquel. Desde un punto de vista teórico, la primera aproximación al mecanismo de envejecimiento de aleaciones templadas fue propuesta en 1919 por Merica, que explicaba el endurecimiento por la precipitación de una nueva fase a baja temperatura a partir de una solución sólida sobresaturada. En 1938, Guinier y Preston, en base a trabajos de difracción de rayos X, presentaron el primer modelo estructural, explicando las primeras etapas de la descomposición de la solución sólida, en aleaciones aluminio-cobre y aluminio-plata templado, donde se forman agrupaciones planares de átomos de la misma naturaleza, llamadas zonas de Guinier-Preston o zonas GP1.

1 I. Rodríguez, Synthesis of Hight Effective Surface Area Silver Nano-Particles Embedded in an Aluminum Porous Matrix. Pag 5-6, 2013

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Se han realizado numerosos trabajos sobre el endurecimiento por envejecimiento donde se estudian las interacciones entre dislocaciones y precipitados así como sobre los mecanismos de precipitación donde la mayoría de estas investigaciones han sido interpretadas sobre la base de estudios realizados por microscopía electrónica de barrido (MEB), la cual permite analizar las partículas individualmente. A su vez, la adquisición simultánea de señales de rayos X excitadas por el haz de electrones, permite obtener el análisis químico semicuantitativo de los intermetálicos, así como la composición del sustrato de la aleación. Sin embargo, esta técnica de análisis, aunque permite apreciar la morfología externa, no provee información cuantitativa sobre la profundidad de las picaduras, uno de los parámetros básicos que relaciona la profundidad crítica de la picadura con los parámetros estructurales del material y que a la vez proporciona información sobre la severidad del ataque. De los estudios realizados por rayos X se encuentra el realizado al material 7012 que consiste en el análisis de las Zonas de Guinier-Preston mediante dispersión de rayos X bajo el ángulo (SAXS). La técnica SAXS ha mostrado ser sumamente adecuada para el estudio de aleaciones termoenvejecibles 2dado que posibilita obtener en forma directa información cuantitativa y estructural de partículas pequeñas 3 . Las aleaciones del sistema Al-Zn-Mg poseen importantes propiedades que los convierten en materiales de interés tanto desde el punto de vista básico como el aplicado. Durante los procesos de descomposición de estas aleaciones varía su microestructura, con la aparición de inhomogeneidades a escala nanométrica que promueven cambios en las propiedades físicas y mecánicas del material, lo cual es usado para el control de los procesos de endurecimiento4. El proyecto consiste en el estudio de los precipitados que forman las zonas de GP. Los resultados obtenidos por SAXS se concluye que realizando un envejecido a 62ºC durante 1 min, 25 min, 75 min y 145 min y con relación de la resistometria eléctrica durante este tratamiento se establece una relación que dependiendo del tiempo de envejecido las zonas de Guiner-preston se hacen mas notorias pero se dificulta encontrarlas ya que no se localizan con facilidad los precipitados de Zn y Mg pero con ayuda de la resistometria se establece una formula capaz de analizar el comportamiento de estas zonas. Por otro lado en el Congreso de Materiales del año 2013 fue presentado un proyecto desarrollado por investigadores del Instituto Tecnológico Metropolitano de Medellín, realizaron un análisis de microscopia a un aluminio 6063 T-5 sin tratamiento utilizando Microscopia Óptica, Microscopia Electrónica de Barrido MEB, Microscopia Electrónica de Transmisión y difracción con rayos X. El objetivo de este proyecto era caracterizar mediante la microscopia analizando la estructura cristalina del aluminio pero principalmente buscaban el precipitado de Mg2Si obteniendo los siguientes resultados:

2 A. Guinier. Heterogeneities in solid solutions, Solid State Phys. 9, 293-398, 1959. 3 A. Deschamps, M. Niewczas, F. Bley, Y. Bréchet, J. D. Embury, L. Le Sinq, F. Livet, J. P. Guyot.

Low-temperature dynamic precipitation in a supersaturated Al-Zn-Mg alloy and related strain hardening, Phil. Mag. 79, 2485-2504, 1999. 4 H. Löffler, Y. Kovacs, J. Lendvai. Decomposition processes in Al-Zn-Mg, J. Mater. Sci. 18, 2215-2240, 1983.

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Figura 1. A) Microestructura del aluminio 6063 -T5 con MEB b y c) Utilizando

Microscopio Electrónico de Transmisión5 . Imagen tomada de : Revista Colombiana de Materiales N. 5 pp. 59-64, Edición Especial Artículos Cortos

De esas imágenes se concluyó que los precipitados solo son visibles con microscopio electrónico de barrido, pero las Zonas de Guiner-Preston fueron analizadas con un microscopio electrónico de transmisión y con difracción de rayos X dando como análisis que el precipitado de Mg2Si es el encargado de darle al material las propiedades mecánicas que posee. Ahora de esa ideas de proyecto y con el análisis realizado por uno de los estudiantes de este trabajo de grado el cual lleva por título: Análisis de la resistencia a la tensión del aluminio 6063-T5 envejecido a una temperatura de 170 ºC durante tiempos de 12, 18, 24, 48, 72 y 96, el cual arrojo los siguientes resultados:

5 Grupo de Investigación Materiales Avanzados y Energía, Caracterización de aleación de aluminio AA6063-T5 mediante Microscopia Óptica, Electrónica de Barrido y Electrónica de Transmision,2013

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Figura 2. Diagrama Esfuerzo vs Deformación6

De lo que se concluyó que el material tiene una mayor resistencia a la tracción a las 12 y 18 horas, ahora con base a estos resultados se quiere analizar el cambio de la microestructura encontrando los precipitados en la formación de los límites de grano y concluir si existe alguna diferencia entre los tiempos a los que fue sometido el material al tratamiento de envejecimiento, para ello se utiliza un microscopio óptico y un microscopio electrónico de barrido.

6 J. Tierradentro, D. Rodríguez, Análisis de la resistencia a la tensión del aluminio 6063-T5 envejecido a una temperatura de 170 ºC durante tiempos de 12, 18, 24, 48, 72 y 96, 2011.

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1.2 Justificación

Esta idea nace con el fin de investigar el comportamiento de materiales que son de uso comercial, que realizando un cambio en su microestructura mediante tratamientos térmicos, en este caso un envejecido a 170°C que mejoró sus propiedades mecánicas, ahora se quiere analizar ese cambio en la microestructura y observar la formación de precipitados y si es posible evidenciar la formación de Zonas de Guinier – Preston y ya que el material se envejeció a diferentes periodos se concluirá si existe una diferencia en la estructura del material a 0 horas y a 96 horas. Es importante conocer que es lo que ocasiona que un material mejore una propiedad mecánica, por eso se analizara la microestructura con ayuda de un microscopio óptico y un microscopio electrónico de barrido que será nombrado durante el desarrollo del proyecto con las iniciales MEB, de las imágenes obtenido con este instrumento se analizara la relación que existe entre el tratamiento térmico y la variación en la microestructura. Con base en estos resultados se puede mejorar y ampliar el uso del aluminio 6063-T5.

2. OBJETIVOS

2.1. Objetivo General:

Estudio de la formación de precipitados en la microestructura del aluminio 6063-T5 envejecido a una temperatura de 170ºC durante tiempos de 12,18,24,48,72 y 96 horas usando microscopia óptica y electrónica de barrido.

2.2. Objetivos Específicos:

Realizar el tratamiento térmico de envejecimiento en el aluminio 6063-T5 a una temperatura de 170ºC durante tiempos de 12, 18, 24, 48, 72 y 96.

Realizar la observación de la microestructura del aluminio 6063-T5 envejecido a diferentes tiempos a una temperatura de 170ºC utilizando un microscopio óptico y un microscopio electrónico de barrido (MEB).

Identificar en la microestructura del aluminio 6063-T5 la formación de precipitados en los límites de grano y su variación en los diferentes tiempos de someter el material a un tratamiento de envejecido.

Realizar pruebas de dureza al aluminio 6063-T5 tratado térmicamente y establecer una relación con los cambios microestructurales que presenta el material.

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3. MARCO TEÓRICO

3.1. Aluminio 6063

El aluminio es uno de los elementos más abundantes en la tierra (8%), siendo aventajado en cantidad solamente por el oxígeno (45%) y el silicio (28%). El hecho de que el aluminio es el metal más abundante de la corteza terrestre se debe a que se halla presente en todas las rocas, excepto en las calcáreas puras y las de tipo silíceo (cuarzos). Con toda la gama de aleaciones de aluminio se obtiene una amplia variedad de combinaciones de resistencia mecánica, ductilidad, conductividad eléctrica y resistencia a la corrosión, por lo que se ha adoptado un sistema en el cual la designación de la aleación se hace con un número de cuatro dígitos7.

3.1.1. Composición Química8

3.1.2. Propiedades Físicas

3.1.3. Propiedades Tecnológicas

7 Grupolbo, Características del Aluminio – 2005 Tomado de http://www.grupolbo.com/aluminio.pdf 8 Catalogo Del Metal Metales no Ferrosos, Extraído de http://www.delmetal.com.ar/productos/aluminio/6063.pdf

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3.1.4. Dureza

3.1.5. Equivalencias Internacionales 9

USA ESPAÑA FRANCIA ALEMANIA G.B SUECIA SUIZA CANADA ITALIA

A.A. U.N.E. AFNOR DIN(1712-1725) B.S. S.I.S. VSM ALCAN UNI

6063 L-3441 38.337

A-GS AIMg4SiO,5 3.3206

H9 4103 Extrudal 50 S 3569

A pesar de que el aluminio puro es un material poco usado se da la paradoja de que las aleaciones de este material son ampliamente usadas en una gran variedad de aplicaciones tanto a nivel industrial como a otros niveles. Por ello pasamos a ver su clasificación, estados y designaciones más comunes:

3.1.6. Clasificación por su proceso

Aluminios forjados

Aluminios fundidos

3.1.7. Clasificación por su estado

F: Estado bruto. Es el material tal como sale del proceso de fabricación. O: Recocido. Se aplica a materiales ya sea de forja como de fundición que han sufrido un recocido completo. O1: Recocido a elevada temperatura y enfriamiento lento. O2: Sometido a tratamiento termomecánico. O3: Homogeneizado. Esta designación se aplica a los alambrones y a las bandas de colada contínua, que son sometidos a un tratamiento de difisión a alta temperatura. W: Solución tratada térmicamente. Se aplica a materiales que después de recibir un tratamiento térmico quedan con una estructura inestable y sufren envejecimiento natural. H: Estado de Acritud. Viene con materiales a los que se ha realizado un endurecimiento por deformación.

9 Broncesval; Aluminio Aleación Magnesio Silicio 2006, Extraido de http://www.broncesval.com/catalogo/index.asp?categoria=1&producto=10

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H1. Endurecido por deformación hasta otener el nivel deseado y sin tratamiento prosterior. H2. Endurecido en exceso por deformación y recocido parcialpar recuperar suavidad sin perder dutilidad. H3. Acritud y estabilizado. H4. Acritud y lacado o pintado. Son aleaciones endurecidas en frio y que pueden sufrir un cierto recocido en el tratamiento de curado de la capa de pintura o laca dada. 7En ésta clasificación se usa un segundo dígito (en ocasiones es necesario un tercer dígito) que indica el grado de endurecimiento por deformación. T: Denomina a materiales que has sido endurecidos por tratamiento térmico con o sin endurecimiento por deformación posterior. Las designaciones de W y T solo se aplican a aleaciones de aluminio ya de forja o de fundición que sea termotratables. T1: Enfriado desde un proceso de fabricación realizado a una elevada temperatura y envejecido de forma natural. T2: Enfriado desde un proceso de fabricadión realizado a una alta temperatura, tragajado en frío y envejecido de forma natural. T3: Solución tratada térmicamente, trabajada en frío y envejecida a Tamb hasta alcanzar una condición estable. T4: Solución tratada térmicamente y envejecida a Tamb hasta alcanzar una condición estable. Es un tratamiento similar a T3 pero sin el trabajo en frío. T5: Enfriado desde un proceso de fabricación a alta temperatura y envejecida artificialmente. T6: Solución tratada térmicamente y envejecida artificialmente. Son designados de esta forma los productos que después de un proceso de conformado a alta temperatura (moldeo o extrusión) no son endurecidos en frío sino que sufren un envejecimiento artificial. T7: Solución tratada térmicamente y sobreenvejecida para su completa estabilización. T8: Térmicamente tratada por disolución, trabajada en frío y envejecida artificialmente. T9: Solución tratada térmicamente, envejecida artificialmente y trabajada en frío. T10: Enfriado desde un proceso de fabricación realizado a una elevada temperatura, trabajado en frío y envejecido artificialmente hasta una condición sustancialmente estable.

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Existen variantes del estado T, a estas variantes se les añaden a la T dos dígitos. Estos dos dígitos son específicos para cada producto y se usan para estado de alivio de tensiones en productos fabricados mediante el proceso de forja.

3.1.8. Series de aluminios según sus aleantes Las aleaciones de aluminio (tanto las forjadas como las moldeadas) se clasifican en función del elemento aleante usado (al menos el que esté en mayor proporción). Los elementos aleantes más usados son:

Figura 3. Elementos aleantes aluminio. Imagen tomada de: INGENIERÍA DE MATERIALES, Manual de Aluminio y sus Aleaciones – 2009 Extraído de

https://ingenieriademateriales.wordpress.com/2009/04/17/manual-del-aluminio-y-sus-aleaciones/

Serie 6xxx. En estas aleaciones se usan como elementos aleantes el Mg y el Si en proporciones adecuadas para que se forme el Mg2Si. Esto hace que esta aleación sea tratable termicamente. Estas aleciones son menos resitentes que el resto de aleaciones, a cambio tiene tambien formabilidad, soldabilidad, maquinabilidad y resistencia a la corrosión. Estas aleaciones pueden modearse por un TT T4 y endurecido por una serie de acciones que completen el TT T6. Su uso suele ser el de aplicaciones arquitectónicas, cuadros de bicicletas, pasamanos de los puentes, equipo de transporte y estructuras soldadas.10

10 INGENIERÍA DE MATERIALES, Manual de Aluminio y sus Aleaciones – 2009 Extraído de https://ingenieriademateriales.wordpress.com/2009/04/17/manual-del-aluminio-y-sus-aleaciones/

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3.2. Tratamiento térmico en aleaciones de aluminio.

El aluminio es un metal que tiene propiedades mecánicas bajas por lo que, para mejorarlas, se tiene que alear con otros elementos. El aumento en resistencia después de alearlo, se obtiene por medio de los procesos de tratamiento térmico o por deformación mecánica (para aquellas aleaciones que no aceptan el tratamiento). El mejor procedimiento es el de tratamiento térmico, una definición de tratamiento térmico es cualquier operación de enfriamiento o calentamiento que sea desarrollada con el propósito de cambiar las propiedades mecánicas, estructura metalúrgica o el estado de esfuerzos residuales en un producto metálico. La función de un tratamiento térmico es desarrollar un balance deseado de propiedades mecánicas requeridas para su servicio en forma consistente. Sin embargo cuando el término de tratamiento térmico es aplicado al aluminio, se restringe a la operación especifica empleada para incrementar la resistencia mecánica y la dureza en aleaciones de aluminio forjado o vaciado por medio del envejecido o endurecimiento por precipitación. Se debe tener un buen control de los elementos de aleación (composición química), temperatura y los pasos a seguir para efectuar el tratamiento térmico. El único tratamiento térmico que se le puede hacer a ciertas aleaciones de aluminio es el de envejecido, esto se obtiene al elevar la temperatura hasta un punto donde se tenga completamente soluble al elemento de aleación, después de un cierto tiempo de homogeneización, se baja la temperatura rápidamente para mantenerlo en solución y, por último, se lleva a una temperatura a la cual se logra el fenómeno de envejecido, que no es otra cosa que la precipitación controlada del elemento aleante. Por lo tanto, los tres estados en que se debe poner atención en un tratamiento térmico en aleaciones de aluminio son: solubilización, enfriamiento rápido y envejecido, que sirven para aumentar la resistencia mecánica en la aleación por medio de un endurecimiento por precipitación.11

3.2.1. Elementos de aleación que responden al tratamiento térmico. Aunque la mayoría de los metales se pueden alear con el aluminio, los más utilizados para lograr un aumento en resistencia mecánica y dureza son: cobre, silicio, magnesio y zinc. La principal virtud de éstos es la de ser parcialmente solubles en el estado sólido, lo que permite hacer un tratamiento térmico a estas aleaciones. La mayoría de los sistemas de aleación que admiten endurecimiento por precipitación son: • Sistemas Aluminio-Cobre. Aumentan la resistencia mecánica por medio de CuAl2. • Sistemas Aluminio-Cobre-Magnesio. El magnesio intensifica la precipitación. • Sistemas Aluminio-Magnesio-Silicio. Aumenta la resistencia por medio de Mg2Si. • Sistemas Aluminio-Zinc-Magnesio. Aumenta la resistencia por medio de MgZn2. • Sistemas Aluminio-Zinc-Magnesio-Cobre. Aumenta la resistencia al obtenerse precipitados complejos. La mayoría de las aleaciones tratables térmicamente contienen combinaciones de magnesio con uno a más elementos, cobre, silicio y zinc, puesto que este elemento, aún

11 J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico, pag 15.

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en baja cantidades, acentúa el endurecimiento por precipitación. Aleaciones de la serie 6xxx, que contienen silicio y magnesio en proporción requerida para formar silisuro de magnesio (Mg2Si), no son tan resistentes como las aleaciones de las series 2xxx y 7xxx, pero tienen buena formabilidad, soldabilidad, maquinabilidad y resistencia a la corrosión. Las aleaciones forjadas que responden al incremento en resistencia por medio de tratamiento térmico son las que corresponden a las series 2xxx (AlCu, Al-Cu-Mg), la serie 6xxx (Al-Mg-Si) y la serie 7xxx (Al-Zn-Mg). Todas dependen del tratamiento de envejecido para aumentar su resistencia mecánica y se pueden clasificar en dos grupos: las que tienen resistencia media y son soldables (Al-Mg-Si y Al-Zn-Mg) y las aleaciones de alta resistencia (que han sido desarrolladas en principio para componentes de ejes de aviación, Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Zn-Mg-Cu), la mayoría de las cuales son muy difíciles de soldar.12

Figura 4. Diagrama Pseudobinario Aluminio – Silisuro de Manganeso. Imagen tomada de: J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico, pag

95 .

3.2.2. Pasos a seguir para llevar a cabo un tratamiento térmico. El tratamiento térmico de envejecido normalmente involucra los siguientes pasos:

Tratamiento de solubilización ( solution treatment ), se efectúa a una temperatura relativamente alta para obtener una solubilidad completa de los elementos de aleación, (región de una sola fase ).

Enfriamiento rápido ( quenching ), usualmente hasta temperatura ambiente, para obtener una solución sólida sobresaturada ( SSSS ) de los elementos de aleación en el aluminio.

12 J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico, pag 17.

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Descomposición controlada de la SSSS para formar precipitados finos y dispersos, usualmente por tiempos convenientes a temperaturas por debajo de la línea de solubilidad en el diagrama de fases. La temperatura a la cual se debe efectuar la secuencia del tratamiento térmico y el tiempo requerido en aleaciones de la serie 6XXX para alambrón o barras extruídas está estipulado en la norma ASTM 597:

o Solubilización = 521 °C (970 °F) o Enfriamiento rápido = Temperatura del agua a 37.7 °C (100 °F) o Envejecido = 182 °C (360 °F). Durante 6 horas.13

3.2.2.1. Tratamiento de Solubilización. El principal propósito de la solubilización es el de disolver por completo a los elementos de aleación, esto se puede lograr elevando la temperatura hasta tener una fase simple. Sin embargo, es importante que la aleación no sea calentada por encima de la línea de solidos porque podría haber sobrecalentamiento, es decir fusión de componentes, preferencialmente sobre fronteras de grano, con un resultado no deseado en ductilidad y otras propiedades mecánicas. Otra consideración adicional es la de no elevar la temperatura más allá de la línea del eutéctico. El tiempo a una temperatura nominal para que se lleve a cabo completamente el tratamiento de solubilización (soak time), es una función de la microestructura antes del tratamiento y de las dimensiones de la pieza. Esta temperatura puede variar desde menos de un minuto para láminas delgadas hasta 20 horas para masas grandes. La disolución depende de:

E l tamaño y distribución de los precipitados existentes.

La temperatura y el tiempo de permanencia arriba de la temperatura de solubilidad.

Grado de deformación. La cinética de disolución en ausencia de deformación es relativamente más lenta y puede requerir muchos minutos si los precipitados están relativamente grandes y si la temperatura está sólo un poco arriba de la de solubilidad. Al deformar el material los precipitados se quiebran acercándose más y se producen un mayor número de defectos en la microestructura que incrementan la velocidad de difusión. El dejar la aleación por mucho tiempo a la temperatura de solubilización hace que el grano crezca, haciendo que ésta pierda propiedades mecánicas debido al aumento en tamaño de los granos, por lo que se debe tener mucho cuidado con la permanencia de la aleación a la temperatura de este tratamiento.

3.2.2.2. Enfriamiento rápido. El enfriamiento rápido se relaciona con la rapidez con la que el metal pierde temperatura desde el tratamiento de solución (típicamente entre 465 - 565°C, para aleaciones de aluminio), hasta la temperatura ambiente y se aplica después del tratamiento de solubilización.

13 ASTM 597 Standard Test Method for Pulse Velocity Through Concrete.

14

El objetivo principal es el de mantener la estructura de solubilidad completa, pero a temperatura ambiente estará en un estado metaestable llamándole en ese momento una solución sólida sobresaturada (SSSS). El agua fría es muy útil sobre todo porque se pueden obtener velocidades de enfriamiento muy grandes o adecuadas para elementos no muy delgados. Sin embargo, el enfriamiento rápido distorsiona la forma de elementos muy delgados como la lámina y genera esfuerzos internos de compresión en la superficie y de tensión en el corazón de la lámina. Los esfuerzos internos pueden causar inestabilidad dimensional, particularmente en piezas que tienen una forma irregular o que tienen que ser maquinadas. Los esfuerzos internos producidos por un enfriamiento rápido pueden ser reducidos si éste se desarrolla en forma más lenta, esta alternativa es particularmente importante en el caso de las aleaciones forjadas. Algunas aleaciones pueden ser enfriadas con agua caliente o con aire frío, lo que afecta al envejecimiento posterior. Si la velocidad de enfriamiento es muy rápida, se puede generar inestabilidad elástica, por el contrario si ésta se reduce pueden precipitar elementos de aleación sobre las fronteras de grano los cuales son indeseables. Se debe mantener un balance entre una rapidez de enfriamiento suficientemente alta (para retener la mayoría de los elementos y compuestos en solución) y minimizar los esfuerzos residuales y la distorsión en las partes a ser enfriadas. Enfriamientos muy lentos resultan en una precipitación durante el enfriamiento, sobreenvejecido localizado, pérdida de resistencia a la corrosión en las fronteras de grano y, en casos extremos una inadecuada respuesta al tratamiento de envejecido. Enfriamientos muy rápidos crean altos gradientes térmicos y esfuerzos térmicos, que causan distorsión. Las aleaciones de aluminio tienen conductividades térmicas relativamente altas, típicamente entre 1.4 y 2.4 W / cm2 K (975 a 1650 Btu.in / hr ft2 F ) dependiendo de su composición, en comparación con las de austenita de 0.15 a 0.29 W / cm2 K ( 100 a 200 Btu.in / hrft 2 F ) en acero al carbono y de baja aleación. La alta conductividad térmica del aluminio puede ser un beneficio o un problema. Si el calor está siendo extraído rápidamente a la parte de la superficie por el elemento enfriador, la alta conductividad resulta en una rápida perdida de temperatura en secciones delgadas y una gran diferencia en temperatura entre secciones delgadas y gruesas. Grandes diferencias de temperaturas crean esfuerzos térmicos causando deformación plástica y distorsión.14

3.2.2.3. Tratamiento de envejecido o endurecimiento por precipitación. El tratamiento de envejecido (age hardening), es el último paso en el tratamiento térmico de la aleaciones de aluminio. Consiste en mantener la muestra a cierta temperatura durante un tiempo para que precipiten los elementos de aleación. Algunas aleaciones sufrirán envejecimiento a temperatura ambiente (envejecido natural), pero la mayoría requiere elevar la temperatura durante un cierto tiempo, (envejecido artificial), que está usualmente en el intervalo de 100 a 190°C. Las temperaturas y tiempos de envejecimiento son menos críticos que los de solubilización y dependen de cada aleación en particular.

14 J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teórico, pag 20.

15

La velocidad de crecimiento es controlada por el fenómeno de difusión y se puede obtener apropiadamente por la ley de Fick. El proceso de difusión es descrito en la siguiente figura. Ahí el precipitado contiene el 50 % atómico del elemento de aleación en la matriz.

Figura 5. Crecimiento de un Precipitado. Imagen tomada de: J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico, pag 96.

El tamaño de los precipitados está en función de la temperatura y el tiempo de exposición, a mayor temperatura o tiempo el tamaño de los precipitados crece, lo cual es indeseable. El crecimiento de los precipitados se representa en la siguiente figura.

Figura 6. Crecimiento de un precipitado en función del tiempo a una temperatura dada. Imagen tomada de: J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998.

Marco Teorico, pag 96.

16

Aunque se han hecho intentos de desarrollar un modelo para encontrar las propiedades mecánicas óptimas en las aleaciones de aluminio al someterlas al tratamiento de precipitación, éste aún se determina empíricamente. El aumento de resistencia por precipitación en una aleación Al- 4Cu, es mostrada en la figura. El efecto para esa misma aleación respecto a la temperatura y el tiempo se muestra en la figura.

Figura 7. Aumento de Resistencia en función del tiempo a una temperatura dada. Imagen tomada de: J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998.

Marco Teorico, pag 97. Los precipitados que endurecen al material se pueden obtener a temperatura ambiente o elevada. Cuando el endurecimiento se lleva a cabo a temperatura ambiente se le llama envejecido natural o simplemente envejecido (age hardening), cuando se lleva a temperatura elevada se le llama envejecido artificial o endurecimiento por precipitación (precipitation hardening). A temperatura ambiente el tratamiento de precipitación se lleva a cabo a tiempos muy largos, en cambio a temperaturas entre 115 y 190 °C, el tiempo varía entre 5 y 48 hrs. En algunas aleaciones, el envejecimiento puede ser suprimido o retrasado por muchos días manteniendo la muestra a una temperatura igual o menor a -18 °C El objetivo del tratamiento es seleccionar el ciclo que produzca un tamaño de precipitado óptimo y de distribución uniforme. Las diferencias en tipo, fracción volumétrica, tamaño y distribución de las partículas precipitadas gobiernan las propiedades y estas partículas están en función del tiempo y la temperatura. Todos ellos son afectados por el estado inicial de la estructura. Los tratamientos comerciales recomendados están en función del tiempo, costo y de la probabilidad de obtener las propiedades deseadas. La temperatura es una función muy

17

importante por lo que se debe considerar al fijar una temperatura determinada, no variar más de 6 °C, para no incurrir en un error. Sin embargo se puede considerar la temperatura ambiente entre 5 y 50°C.15

3.3. Precipitación De Una Solución Sólida

Uno de los atributos esenciales de un sistema de aleación de endurecimiento por precipitación es un equilibrio dependiente de la temperatura de solubilidad sólida que se caracteriza por el aumento de solubilidad con el aumento de la temperatura. Aunque esta condición se cumple en la mayoría de los sistemas de aleación de aluminio binarios, muchos muestran muy poca precipitación por endurecimiento, y estas aleaciones normalmente no se consideran tratables de calor. Las aleaciones del aluminio-silicio y sistemas binarios de aluminio manganeso, por ejemplo, presentan relativamente pocos cambios en las propiedades mecánicas como consecuencia de tratamientos térmicos que producen precipitaciones considerables. Los principales sistemas de aleación con la precipitación por endurecimiento son:

• Sistemas de aluminio y cobre con el fortalecimiento de CuAl2. • Sistemas de aluminio-magnesio cobre (el magnesio intensifica la

precipitación). • Sistemas de aluminio-silicio de magnesio con el fortalecimiento de Mg2Si. • Sistema de aluminio-zinc-magnesio con el fortalecimiento de MgZn2. • Sistemas de aluminio-zinc-cobre-magnesio.

El requisito general para el fortalecimiento de la precipitación de soluciones sólidas sobresaturadas implica la formación de finas dispersiones precipitadas durante los tratamientos de envejecimiento por calor (que puede incluir tanto envejecimiento natural o de envejecimiento artificial). El envejecimiento no debe llevarse a cabo sólo por debajo de la temperatura de equilibrio solvus, pero por debajo de un hueco de miscibilidad metaestable llamada la Guinier-Preston (GP) zona solvus línea. La sobresaturación de ofertas permite difusión, y por lo tanto la formación de zona, ocurren mucho más rápido de lo esperado por los coeficientes de difusión de equilibrio. En el proceso de precipitación, la solución del sólido saturado desarrolla agrupaciones soluto, que luego participar en la formación de transición (no equilibrio) precipitados16.

3.3.1. Secuencia de precipitación. La mayoría de las aleaciones tratadas térmicamente exhiben varios estados de precipitación que van acompañados de cambios en la resistencia análogos a los que sufren las aleaciones de la serie aluminio cobre.

SSSSzonas GP0"0 0 (AI2Cu).

15 J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico. 16ASM 2008 Metals HandBook Heat Treating -Volume 4 Pág. 1926-1927

18

La descomposición completa de la SSSS usualmente es un proceso complejo que puede involucrar varios estados. Generalmente, zonas de Guinier - Preston (GP) y precipitados intermedios pueden formarse además de la fase de equilibrio. Las zonas GP son agrupamientos (clusters), ricos en átomos de soluto que pueden ser de uno o dos planos de espesor. Ellos retienen la estructura de la matriz y son coherentes con ella, aunque producen apreciable deformación elástica, se muestran en la siguiente figura:

Figura 8. Formación Zonas de Guinier-Preston en la distorsión de los planos de la red de la matriz cerca de la zona coherente GP. Imagen tomada de: J. Cavazos, Tratamiento

Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico, pag 98. Su formación requiere de movimiento de átomos en distancias relativamente cortas, por lo que están finamente dispersos en la matriz con densidades que pueden alcanzar de 1017 a 1018 por cm3. Dependiendo del sistema de aleación, la rapidez de nucleación y la estructura de las zonas GP se pueden ver grandemente afectadas por la presencia de un exceso de zonas libres en la red que son retenidas por el enfriamiento rápido. Los precipitados intermedios son mucho más grandes que las zonas GP y son parcialmente coherentes con los planos de la red en la matriz. Estos tienen una composición definida y estructura cristalina que puede diferir sólo un poco de aquellos precipitados en equilibrio. En algunas aleaciones los precipitados intermedios pueden ser formados a partir de zonas GP estables. En otras, esta fase nuclea heterogéneamente en defectos de red como son las dislocaciones o límites de grano. La formación de precipitados en equilibrio final, involucra la pérdida total de coherencia con la red de la matriz. Estos se forman sólo a altas temperaturas de envejecido y debido a que forman grandes agolpamientos dispersos, desarrollan menos dureza en la aleación. El máximo envejecimiento en una aleación ocurre donde están presentes una dispersión crítica de zonas GP o precipitados intermedios o ambos.17

17 J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico.

19

Figura 9. Metalografia aleación Aluminio 6063 condicion as Cast 200X [fotografía de

Fernando Medina Alcína.] (Venezuela. 2010) imagen tomada de: http://metalografiainsitu.blogspot.com/2010/04/metalografia-de-aluminio.html

Figura 10. Metalografia aleación Aluminio 6063 condicion as Cast 200X [fotografía de

Fernando Medina Alcína.] (Venezuela. 2010) imagen tomada de : http://metalografiainsitu.blogspot.com/2010/04/metalografia-de-aluminio.html

20

Figura 11. Metalografia aleación Aluminio 6063 condicion as Cast 200X [fotografía de Fernando Medina Alcína.] (Venezuela. 2010) imagen tomada de:

http://metalografiainsitu.blogspot.com/2010/04/metalografia-de-aluminio.html

3.4. Zonas de Guinier-Preston

Zonas de Guinier-Preston (Guinier-Preston zones) Diminutas aglomeraciones de átomos que se precipitan de la matriz en las primeras etapas del proceso de endurecimiento por envejecimiento. Aunque las zonas GP son coherentes con la matriz, son muy pequeñas para proporcionar un endurecimiento óptimo.18

Figura 12. Zonas de Guinier-Preston en una aleación Al – 4% CU imagen tomada de:

http://www.quimica.es/enciclopedia/Tratamiento_t%C3%A9rmico.html

18 ASKELAN, D. R. (2011). Quimica.es. Obtenido de http://www.quimica.es/enciclopedia/Tratamiento_t%C3%A9rmico.html

21

Una aleación en la condición de solución sólida sobresaturada se encuentra en un estado de energía elevado. Este estado de energía es relativamente inestable y la aleación tiende a buscar un estado de menor energía por la descomposición espontánea de la solución sobresaturada en fases metaestables o en fases de equilibrio.

Figura 13. Maduración del Grano, Limites de Grano y Precipitados. Imagen tomada de: Metalurgia, Fenómenos de Endurecimiento – Unidad 6, 2014 pag 20

Un ejemplo de la presencia de las zonas de Guinier-Preston: Precipitación en aleaciones Al – 4% Cu19 La secuencia del tratamiento térmico para el endurecimiento de la aleación es:

Tratamiento térmico de solubilización: la aleación se solubiliza aproximadamente a 515 ºC.

Temple: la aleación se enfría rápidamente en agua.

Envejecimiento: se envejece artificialmente en el intervalo de temperatura entre 130 y 190 ºC

Figura 14. Diagrama de fases Aleaciones Aluminio. . Imagen tomada de: Metalurgia, Fenómenos de Endurecimiento – Unidad 6, 2014 pag 21

19 Metalurgia, Fenómenos de Endurecimiento – Unidad 6, 2014

22

En esta aleación se pueden identificar cuatro estructuras secuenciales: Para identificar las Zonas de Guiner- Preston debemos conocer cómo se encuentran en la estructura a continuación se describe los tipos de Zonas que podemos encontrar y las fases que se presentan. Zonas GP: precipitados tetragonales coherentes que se forman a bajas

temperaturas y se crean por la segregación de átomos de Cu en la solución

sobresaturada . Consisten en regiones segregadas en forma de discos de pocos átomos de espesor (0,4 – 0,6 nm) y de 8 a 10 nm de diámetro

Zonas GP2 (fase ”): estructuras tetragonal, coherentes con la familia de planos 100 de la matriz. Su tamaño varía entre 1 4 nm de espesor y un diámetro entre 10 y 100 nm.

Fase ` : esta fase tetragonal nuclea heterogéneamente, especialmente en las dislocaciones y es incoherente con la matriz. El espesor es de 10 a 50 nm

Fase : la fase de equilibrio es incoherente con la matriz y tiene una composición CuAl2 Esta fase tiene una estructura BCT (a = 0,607 nm, c = 0,487 nm) y se forma

a partir de ` o directamente de la matriz.

Figura 15. Distribución Precipitados Coherentes e Incoherentes. . Imagen tomada de: Metalurgia, Fenómenos de Endurecimiento – Unidad 6, 2014 pag 24

Las líneas de solubilidad para zonas GP, pueden ser mostradas como una línea metaestable en un diagrama de equilibrio, en la figura 16.

4

`

3

"

210 GPzonas

23

Figura 16. Diagrama Fase Eutéctico de Al – Cu. Solubilidad de las zonas Guinier Preston Imagen tomada de: J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Pag

98

Esta línea define el límite superior de temperatura hasta la cual las zonas GP son estables para diferentes composiciones químicas de la aleación, aunque la localización de la línea puede variar dependiendo de la concentración de vacancias. La distribución del tamaño de las zonas GP respecto al tiempo de envejecimiento se muestra esquemáticamente en la figura 13, en ésta, existe un soporte experimental muy fuerte para el modelo propuesto por Lorimer y Nicholson , donde las zonas GP formadas por debajo de la línea de solubilidad pueden actuar como nucleantes para el siguiente estado en el proceso de envejecido, usualmente de precipitados intermedios, después de haber alcanzado su tamaño crítico. Sobre las bases de este modelo las aleaciones se pueden clasificar dentro de tres tipos:

Figura 17. Variación de la distribución de las zonas de GP a diferentes tiempos. Imagen

tomada de: J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Pag 99

1. Aleaciones en las cuales las temperaturas del baño de enfriamiento y el envejecimiento están ambas arriba de la línea de solubilidad de las zonas GP. Tales aleaciones mostrarán una respuesta casi nula al endurecimiento por envejecido debido a la dificultad de nuclear un precipitado fino y disperso.

2. Aleaciones en las cuales las temperaturas del baño de enfriamiento y envejecimiento son ambas inferiores a la línea de solubilidad de las zonas GP.

24

3. Aleaciones en las cuales la línea de solubilidad de las zonas GP está entre la temperatura del baño de enfriamiento y la temperatura de envejecimiento. Esta situación es aplicable a la mayoría de las aleaciones de aluminio que responden al tratamiento de envejecimiento. La ventaja puede ser la nucleación de precipitados intermedios, en unas zonas preexistentes GP, de tamaño mayor al diámetro crítico usando un tratamiento de envejecido. El tamaño exacto, forma y distribución de las zonas GP, depende en que aleación se están formando y la historia térmica y mecánica de la muestra. Su forma puede algunas veces ser deducida por medio de estudios de rayos X. Dentro de condiciones favorables las zonas GP pueden ser vistas por medio de microscopía electrónica de transmisión. Las zonas GP son de decenas de Á de diámetro y son característicamente metaestables, por lo tanto son disueltas en presencia de un precipitado más estable. Al formarse las zonas GP a una temperatura T1 abajo de la línea de formación de las GP, crecen en tamaño. Si se eleva la temperatura a una T2 arriba de la línea de las zonas GP, estas pueden disolverse si no tienen el tamaño mínimo adecuado. A este fenómeno se le conoce con el nombre de reversión.20

3.5. Tratamientos térmicos de esferoidización del silicio

Los tratamientos de esferoidización, al igual que los de modificación [Pat21], permiten variar la forma y la distribución de los cristales de silicio eutéctico. La esferoidización se produce al calentar las muestras a temperaturas altas, próximas a la temperatura eutéctica, [500-550 ºC], durante tiempos prolongados. La evolución del silicio depende de la estructura de partida y de la temperatura de tratamiento elegida. Así pues, el tratamiento de esferoidización puede potenciar las características mecánicas de la aleación aumentando la plasticidad y el alargamiento, sin pérdida de la resistencia mecánica. Como consecuencia del tratamiento de esferoidización, las partículas de silicio experimentan una evolución en la que cabe distinguir tres etapas o fases que se comentan a continuación:

3.5.1. Etapa de subdivisión o escalonamiento Este primer estadio de la evolución de los cristales de silicio aparece en aquellos Puntos más activos de la superficie del cristal, con mayor energía libre, llamados escalones de esferoidización. Los contornos o aristas vivas de los cristales aparecen redondeados después de la subdivisión, debido a la redisolución parcial del silicio eutéctico; su división produce una reducción de su longitud. Por el hecho de producirse la subdivisión de las partículas de silicio, su número aumenta y su morfología tiende hacia la forma ideal que es la esférica.21 En el caso de los cristales de silicio eutéctico pertenecientes a aleaciones sin modificar, esta primera etapa de escalonamiento aparece claramente. Mientras que en el caso de aleaciones modificadas, con silicio eutéctico, no se detecta escalonamiento debido a que los cristales de silicio se presentan ya redondeados. Sin embargo, en el caso de que exista silicio no modificado, sí se produce esta primera etapa.

20 J. Cavazos, Tratamiento Termico de una Aleación 6063, 1998. Marco Teorico. 21 Autor, Efecto de los Tratamientos térmicos en las Aleaciones Aluminio-Silicio

25

El escalonamiento tiene lugar en un amplio margen de tiempos y depende de la temperatura. A temperaturas bajas, esta primera etapa siempre tiene lugar, existiendo una subdivisión previa en estrechamientos o puntos de crecimiento de los brazos dendríticos. Los poliedros de silicio primario suelen cambiar de morfología para tiempos de tratamiento prolongados cuando la temperatura es baja, pero cuando son temperaturas cercanas a la eutéctica, 550 ºC, la evolución es más rápida. Los cristales de silicio primario tienden a disolverse. Parece tratarse siempre de un proceso de disolución por zonas más activas.

3.5.2. Etapa de crecimiento Tras producirse la subdivisión de las partículas de silicio, el siguiente paso es el de crecimiento, en el que unas partículas crecen a expensas de otras por la falta de homogeneidad del silicio en la fase matriz, lo que supone la existencia de un gradiente de concentración, y provoca un flujo o trasiego de átomos de silicio, desde las partículas de menor radio hacia las de mayor, con el fin de mantener el equilibrio de la interfase. En este estadio se consigue una redistribución más homogénea de las partículas de silicio, disminuye el número total de partículas, y su forma se hace más esférica. Este proceso se desarrolla de forma continua a tiempos de tratamiento prolongados.

3.5.3. Etapa de esferoidización Se tiende a la forma más estable de las partículas de silicio, que es la esférica; la etapa de esferoidización se superpone a la de crecimiento, sin una separación clara. La evolución descrita se puede considerar válida para cualquier estructura, independientemente del contenido de silicio de la aleación. Un esquema de esta evolución se esquematiza en la Fig. 3.1.

Figura 15. Representación de la evolución experimentada por los cristales de silicio eutéctico (Al-13Si), durante el tratamiento de esferoidización: a) Estructura original,

cristales de silicio ramificado, b) Primera fase del proceso de subdivisión de cristales, c) Engrosamiento y disminución del número de partículas, d) Estructura final idealizada,

partículas esféricas. Imagen Tomada Autor, Efecto de los Tratamientos térmicos en las Aleaciones Aluminio-Silicio pag 4

26

3.5.4. Mecanismo de esferoidización

Durante el crecimiento ninguna de las partículas puede cambiar su volumen, sin que se produzca un cambio en el resto de partículas de la misma fase, que permita la conservación del volumen total. En la etapa de esferoidización, se aprecia que unas partículas crecen a expensas de las otras, que desaparecen. Si se consideran dos partículas adyacentes con diferente diámetro, la concentración de soluto en la matriz adyacente a la partícula aumenta cuando el radio de curvatura decrece, debido al efecto Gibbs Thomson [Por92]. Por lo

tanto, habrá una falta de homogeneidad de silicio en la matriz de fase α , lo que supondrá la existencia de un gradiente de concentración (factor base para que haya difusión) en la matriz, como consecuencia, se producirá la difusión de átomos de silicio, desde las partículas de menor radio a las de mayor radio, con el fin de mantener el equilibrio de la interfase [Sma85]. El resultado será que el número total de partículas decrece y el radio medio (r) crece con el tiempo (Fig. 3.2)

Figura 16. Esquema de las curvas de energía libre para las fases α (aluminio) y silicio según el tamaño (radio) de estos cristales. Imagen Tomada Autor, Efecto de los

Tratamientos térmicos en las Aleaciones Aluminio-Silicio pag 5 El origen del crecimiento de una partícula de silicio radica en que con un radio de curvatura pequeño tiene una energía libre molar más alta que con un radio de curvatura grande: la energía libre molar disminuye al aumentar el radio de curvatura. De esto se deduce que el número total de partículas decrece y el radio medio ( r ) se incrementa con el tiempo. El crecimiento de grano en los materiales policristalinos se produce debido a la disminución que experimenta la energía total del sistema por reducción de la superficie de los granos de silicio. La energía superficial total de las partículas de silicio se reduce por engrosamiento (coarsening). Bajo condiciones ideales, la cinética de crecimiento de grano puede obedecer a la ley propuesta por Lifshitz y Slyovz, que describe el crecimiento del tamaño medio de partícula como una función del tiempo, de acuerdo con el modelo de maduración de Oswald.

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4. METODOLOGÍA

4.1. Procedimiento

Se procedió a recopilar toda la información que estaba disponible en todas las fuentes de búsqueda digital y física en artículos y libros relacionados al análisis de precipitados en los límites de grano, para tener un soporte y una guía de lo que se ha hecho y saber qué posibilidades hay de encontrar micro-constituyentes favorables o comportamientos que sugieran un comportamiento más estable, en cuanto a resistencia de todo tipo de aplicación de energías. Esto seguido del estudio y preparación previa de todas los procedimientos para realizar los ensayos pertinentes a la propuesta, que estarán basadas en estándares internacionales para que tengan todo el respaldo del caso, junto a la debida recopilación de datos y evidencias que certifiquen que el trabajo se hizo como se está planteando. Luego se procedió a adquirir el material “Aluminio 6063 T5” bajo las especificaciones del fabricante, el cual se maquino para la preparación de 6 muestras para el proceso de envejecido a tiempos de calentamiento de 12,18,24,48,72 y 96 horas en una mufla eléctrica a 170ºC perteneciente al laboratorio de “Preparación de probetas metalográficas y envejecimiento”. De la facultad tecnológica de la Universidad Distrital. Posterior a esto, se realizó la preparación metalográfica de las muestras con el desbaste mediante lijas con granulometría de 100 a 1500, seguida del pulido con pasta diamantada y atacadas con ácido fluorhídrico (HF) al 3% (3 mL HF / 100 agua destilada) según norma ASTM E 407-9922 para revelar la microestructura de las muestras, para ser después analizadas con microscopia óptica y de barrido.

Figura 17. Probetas preparadas para el análisis de Microscopia Óptica (MO) y de Barrido (MEB)

22 ASTM. (1999). Standard Practice for Microetching Metals and Alloys. Designation: E 407 – 99, 21.

28

4.2. Resultados Y Discusión

4.2.1. Microscopia Óptica (MO) Y Electrónica De Barrido (MEB) Probeta 0

Figura 18. Microestructura de la aleación de aluminio 6063-T5. a) Imagen tomada en (MO) a 50X revelando precipitados no identificados b) Precipitado analizado a 6000x

con (MEB)

Figura 19. Aleación 6063-T5 a 0 horas en Microscopio Óptico 200X.

El material sin tratamiento se observa zonas enriquecidas de pequeños precipitados que aparentemente se deben al tratamiento T5 por acción del envejecimiento artificial y en

a) b)

29

las figura 18(b) se observan precipitados de silicio mediantemente alargados con terminaciones achaflanadas marcadas con óvalos de color azul. En la figura 19 se observa la formación de precipitados y la agrupación de algunos granos. Probeta 1

Figura 20. Microestructura de la aleación de aluminio 6063-T5 tratada a 170 ºC a 12

horas. a) Imagen tomada en (MO) a 50X revelando precipitados de geometría irregular b) Precipitado analizado a 5000x con (MEB)


30

El comportamiento de las zonas enriquecidas de pequeños precipitados parece tener una estructura de constitución mixta con respecto a la distribución de soluto en la matriz figura 20. a), revelando unos precipitados más alargados en algunas zonas, lo que supone un crecimiento a expensas de otras partículas por falta de homogeneidad del silicio en la fase matriz, con el fin de mantener el equilibrio en la interface; por otro lado al hacer un análisis más detallado de la cadena de precipitados marcados dentro de los óvalos de color azul figura 20. b) al tener una concentración de mayor numero de precipitados de Si hace suponer la presencia de zonas de Guinier Preston para análisis más rigurosos con Microscopia electrónica de Transmisión (MET). En la figura 21 se observa la formación de los límites de grano y precipitados. Probeta 2


horas. a) Imagen tomada en (MO) a 50X revelando precipitados mixtos b) Precipitado analizado a 5000x con (MEB).

31


En el análisis de la probeta numero 2 sometida a 18 horas se observan precipitados con tendencia de esferoidización en su primera etapa figura 22 a), se evidencia la disminución de precipitados de menor tamaño, lo que supone la difusión de átomos de silicio de las partículas de menor tamaño a las de mayor, conformando radios de curvatura media creciente en las partículas, debido al efecto Gibbs Thompson, se evidencia este comportamiento en la figura 22. b).En la figura 23 se muestra la formación de los límites de grano y precipitados. Probeta 3


horas. a) Imagen tomada en (MO) a 50X revelando precipitados alargados b) Precipitado analizado a 6000x con (MEB) .

32


Probeta 4


horas. a) Imagen tomada en (MO) a 50X revelando precipitados pequeños con amplia distribución b) Precipitado analizado a 5000x con (MEB)

33

Figura 27. Aleación 6063-T5 a 48 horas en Microscopio Óptico 200X. En el análisis de estas muestras se evidencian precipitados de tamaño pequeño y gran distribución en la matriz Figura 24. a) , Figura 26. a) se puede identificar en las imágenes capturadas por el (MEB) límites de grado con mediano contenido en Hierro y precipitados de Silicio con formas aciculares y contornos chatos Figura 24. b) que favorecen la aparición de grietas y reducen la ductilidad de la aleación, por otro lado los precipitados y límites de grano de la probeta 4 tratada a 48 horas, evidencia precipitados con bordes achaflanados y sombras de color oscuro Figura 10. b), la descomposición de la solución sobresaturada se inicia con la formación de agrupaciones de átomos (clusters) de silicio, dichas agrupaciones conducen a la formación de precipitados que analizando con un microscopio electrónico de transmisión se llegarían a observar las zonas de Guinnier – Preston.

34

Probeta 5


horas. a) Imagen tomada en (MO) a 50X revelando precipitados alargados b) Precipitado analizado a 6000x con (MEB)


35

Probeta 6


horas. a) Imagen tomada en (MO) a 50X revelando precipitados pequeños y poco desarrollados b) Precipitado analizado a 3000x con (MEB)


Verificando el comportamiento de los precipitados se puede observar el alargamiento y engrosamiento de algunos granos que alcanzan a llegar a la etapa de maduración en la esferoidización por medio de las partículas de silicio aledañas a los precipitados de mayor tamaño que se unen a medida que se mantiene la temperatura constante en los

36

periodos de tiempo de 72 y 96 horas, si se deseara, la velocidad de crecimiento de las partículas sería más rápido y homogéneo con el aumento progresivo de la temperatura Figura 28. a), Figura 30. a) Las zonas de precipitados son relativamente estables y pueden existir hasta 260 ºC Con el calentamiento prolongado; por otra parte al analizar los precipitados desde el (MEB) se presentan formas conocidas y de carácter mixto entre redondeadas, aciculares y contornos puntiagudos como lo señala los precipitados figura 28. b) mientras que en la figura 30. b) se identifican pequeños precipitados de geometría heterogénea, en la figura 31 se aprecian límites de grano y precipitados con irregularidades como poros en el aluminio.

0 horas 12 horas

18 horas 24 horas

48 horas 72 horas

37

Figura 32.Micrografías Aluminio 6063 T5 a 170 Cº a diferentes tiempos de

Envejecimiento todas las imágenes están en una ampliación de 100 X. Al comparar las imágenes de microscopia óptica figura 32 podemos encontrar que los precipitados presentes en las imágenes a diferentes tiempos tienden a alargarse y empezar las etapas de difusión de átomos de silicio.

96 horas

38

4.2.2 Composición del Material Probeta 0

Figura 33. Composición química del precipitado de la figura 18.b revelando un grupo de precipitados del grupo AlFeSi.

Probeta 1

Figura 34. Composición química del precipitado de la figura 20.b revelando un grupo de

precipitados de la familia AlFeSi.

Alk Sik Fek Alk Sik Fek

87.12 2,73 10,15 92,05 2,77 5,18

Wt % At%


82,08 4,89 13,03 88,19 5,04 6,76

Wt% At%

39

Probeta 2

Figura 35. Composición química del precipitado de la figura 22.b revelando un grupo de precipitados de la familia AlFeSi.

Probeta 3



89 3,28 7,71 92,83 3,29 3,89

Wt% At%


84,83 3,98 11,18 90,19 4,07 5,74

Wt% At%

40

Probeta 4


precipitados de la familia AlFeSi. Probeta 5


precipitados de la familia AlFeSi.


88,68 4,2 7,12 92,23 4,19 3,58

Wt% At%


82 6,01 11,99 87,64 6,17 6,19

Wt% At%

41

Probeta 6



87,23 5,63 7,14 89,01 6,17 4,82

Wt% At%

42

5. ANALISIS RESULTADOS DE LOS ENSAYOS REALIZADOS

De acuerdo a los resultados de las micrografías y las fuentes consultadas se puede observar la presencia de precipitados de la familia AlFeSi en todas las muestras que se analizaron, los cambios producidos a raíz del proceso de calentamiento del material se evidencian en la variación de las propiedades mecánicas, dureza, alargamiento etc

En la estructura química del material podemos percibir que los elementos aleantes como el Fe y Si confirman los precipitados y límites de grano analizados con microscopia Óptica y electrónica de Barrido De los valores obtenidos extraídos del proyecto de “Análisis de la resistencia a la tensión del aluminio 6063-T5 envejecido a una temperatura de 170 ºC durante tiempos de 12, 18, 24, 48, 72 y 96, desarrollado por D. Rodríguez y J. Tierradentro en el 2011” se analiza el comportamiento en las propiedades mecánicas del material y a continuación se analiza su relación con las micrografías del material y composición quimica :

Tiempo (Horas) Sut (Mpa) % Elongación % Red. Área

0 221,57 4,2 24,17

12 264,95 3,65 21,92

18 252,52 4,26 24,76

24 233,32 3,86 28,67

48 206,76 4,75 24,02

72 192,27 5,27 24,25

96 191,85 5,2 40,69

Tabla 1. Valores obtenidos en prueba de resistencia a la tracción.

Figura 40. Grafico Resistencia a la tracción en el Aluminio 6063-T5 a diferentes horas.

0

50

100

150

200

250

300

0 12 18 24 48 72 96

Resistencia a la Tracción

43

Se revela que el material presenta una mejoría de sus propiedades mecánicas en la probeta 2 que es la que se envejeció a una temperatura de 170ºC a 12 horas.

Figura 41. Porcentaje de elongación del aluminio 6063-T5 sometido a esfuerzo de

tracción. El porcentaje de elongación que se grafica en la figura 41 presenta un comportamiento en las probetas de 12 y 24 horas menor en comparación con las demás y una mayor elongación se observa en la probeta de 72 y 96 horas de envejecido.

Figura 42. Porcentaje de reducción de área del Aluminio 6063-T5 sometido a esfuerzo

de tracción.

0

1

2

3

4

5

6

0 12 18 24 48 72 96

Elongación

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

0 12 18 24 48 72 96

Reducción Area

44

En la figura 42 se observa que el comportamiento de la probeta de 96 horas de envejecido presenta una reducción de área superior al 40% y la probeta de 12 horas presenta la menor reducción de área. Como uno de los objetivos del proyecto es evaluar el comportamiento mecánico del material se realizó una prueba de dureza obteniendo los siguientes resultados:

Dureza

Tiempo Dureza HRC Promedio

0 60 54,6 57 57,7 57,325

12 61,3 61,1 61,5 62,2 61,525

18 59,1 55,7 57,2 55,6 56,9

24 61,4 59,6 61,8 56,6 59,85

48 59,2 55,6 57,2 57 57,25

72 59 53,5 55,6 57 56,275

96 58,1 57,8 62 53 57,725

Tabla 2. Valores de Dureza HRC obtenidos del aluminio 6063-T5.

Figura 43. Dureza del aluminio 6063-T5 obtenida a los diferentes tiempos de envejecido

a 170ºC.

53

54

55

56

57

58

59

60

0 12 18 24 48 72 96

Dureza

45

Concentraciones porcentuales de los elementos presentes en el Aluminio 6063 T5 envejecido a diferentes temperaturas

ALUMINIO Tabla 3. Porjentaje Atomico (At%) y Porcentaje en Peso (Wt%) de ALUMINIO presente

en las muestras envejecidas Aluminio 6063 T5.

Figura 44. Grafico comparativo Porjentaje Atomico (At%) y Porcentaje en Peso (Wt%)

de ALUMINIO

Tiempo Wt % At %

0 87,12 92,05

12 82,08 88,19

18 89 92,83

24 84,83 90,19

48 88,68 92,23

72 82 87,64

96 87,23 89,01

76

78

80

82

84

86

88

90

92

94

0 12 18 24 48 72 96

Wt % 87,12 82,08 89 84,83 88,68 82 87,23

At % 92,05 88,19 92,83 90,19 92,23 87,64 89,01

Títu

lo d

el e

je

Aluminio

46

SILICIO

Tiempo Wt % At %

0 2,73 2,77

12 4,89 5,04

18 3,28 3,29

24 3,98 4,07

48 4,02 4,19

72 6,01 6,17

96 5,63 6,17

Tabla 4. Porjentaje Atomico (At%) y Porcentaje en Peso (Wt%) de SILICIO presente en

las muestras envejecidas Aluminio 6063 T5.

Figura 45. Grafico comparativo Porjentaje Atomico (At%) y Porcentaje en Peso (Wt%) de SILICIO

0

1

2

3

4

5

6

7

0 12 18 24 48 72 96

Wt % 2,73 4,89 3,28 3,98 4,02 6,01 5,63

At % 2,77 5,04 3,29 4,07 4,19 6,17 6,17

Títu

lo d

el e

je

Silicio

47

HIERRO

Tabla 5. Porjentaje Atomico (At%) y Porcentaje en Peso (Wt%) de HIERRO presente en

las muestras envejecidas Aluminio 6063 T5.

Figura 46. Grafico comparativo Porjentaje Atomico (At%) y Porcentaje en Peso (Wt%)

de SILICIO

0

2

4

6

8

10

12

14

0 12 18 24 48 72 96

Wt % 10,15 13,03 7,71 11,18 7,12 11,99 7,14

At % 5,18 6,76 3,89 5,74 3,58 6,19 4,82

Hierro

Tiempo Wt % At %

0 10,15 5,18

12 13,03 6,76

18 7,71 3,89

24 11,18 5,74

48 7,12 3,58

72 11,99 6,19

96 7,14 4,82

48

De las anteriores graficas se observa que el material presenta una mayor dureza en la probeta de 12 horas tratada a 170 ºC Figura 43, como también su resistencia a la tracción Figura 40, en comparación con los análisis químicos y concentraciones porcentuales de los elementos presentes en el Aluminio, se puede relacionar estas propiedades con el Porcentaje atómico y Porcentaje en peso de Hierro (Fe) en la probeta de 12 horas que es mayor en comparación que las demás muestras Figura 44, los análisis de microscopia electrónica de barrido muestra precipitados coherentes que se forman a bajas temperaturas (170 ºC) a 12 horas Figura 20 b) lo que mejoro su resistencia mecánica en tracción y dureza . Con respecto a otras propiedades mecánicas como elongación y plasticidad se puede identificar mejoras en las propiedades en la probeta de 96 horas, la temperatura y la evolución del silicio en la aleación potenciaron estas características mecánicas donde se puede evidenciar cristales de silicio de bajo tamaño y esparcidos en la matriz donde se evidencia el silicio modificado, con formas redondeadas o más o menos esféricas, aumenta la plasticidad de la aleación y su resistencia a la propagación de grietas.

49

6. CONCLUSIONES

Para las muestras analizadas por Microscopia Electrónica se pudo revelar que en los precipitados del material permanecen aglomeraciones de Fe y Si en su composición química, relacionados a la familia AlFeSi, se puede observar que en algunos de los grupos de los precipitados en orden ascendente de tiempo, se comienzan a alargar en forma de “agujas” lo que hace que reduzca porcentualmente la ductilidad del material del 14% al 1%, como la Resistencia a la Tracción según las fuentes consultadas y pruebas realizadas al material . Para la identificación plena de las fases del material se hace necesario la verificación por Microscopia Electrónica de Transmisión la que permite la verificación de los parámetros de red de la estructura cristalina como las fases plenas del material, algunos estudios revelan que a través de patrones de difracción por medio de (MET) muestran una fase monoclínica. A pesar de los diferentes análisis planteados en el siguiente proyecto, con las técnicas de caracterización presupuestadas, fue imposible detectar las zonas con precipitados Mg2Si, en las cuales están presentes las zonas de Guinier – Preston, las cuales en un principio se intento verificar por (MEB) por medio del Espectro de X-EDS tratando de evidencia la presencia de precipitados Mg2Si, para luego analizar la textura del material hasta con 10 µm de aproximación para la verificación de la existencia de las zonas, la cual desafortunadamente solo se puede verificar con Microscopia Electrónica de Transmisión (MET) por medio del mecanismo de contraste por difracción, ya que su tamaño, distribución y proporción son demasiado pequeños, ( solo visibles a 100 nm) esto es posible afirmarlo gracias a las observaciones realizadas por otros investigadores.

En este caso solo se hace posible evidenciar el comportamiento de los precipitados con el paso del tiempo a temperatura de 170ºC recopilando información de la composición del material y de la forma del grano con el paso del tiempo, concluyendo que el hierro presente en la aleación al momento de su precipitación hace perder el material sus propiedades de ductilidad, lo que a medida que se aumentan los periodos de tiempo en el proceso de envejecimiento hace que el material disminuya su resistencia ultima a la tracción. Se pudo verificar que en las probetas 1 y 3 (12 y 24 horas) la distribución de los precipitados presenta una distribución metaestable con varios grupos de precipitados, por las pruebas de tracción antes realizadas al material, se puede concluir que la precipitación del Si comienza a ser progresiva después de las 12 horas evidenciado cambios en su geometría provocando aumento en su ductilidad y por la acción del Fe el aumento de su resistencia a la tracción. El aluminio 6063 –T5 envejecido a 170ºC a 12 horas se observa una considerable mejoría en su resistencia a la tracción, presenta mayor dureza, menor reducción de área y un menor porcentaje de elongación. Se deja como interrogante estudiar el material con un microscopio de transmisión o con el método de difracción de rayos X para evaluar más a fondo la formación de precipitados y la aparición de zonas de Guinner- Preston.

50

7. BIBLIOGRAFÍA

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Designation: E 407 – 99, 21.

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