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REPORTE PARCIAL

PROYECTO: SINTESIS Y CARACTERIZACION DE ALEACIONES PRODUCIDAS MEDIANTE

ALEADO MECANICO Y FUSION CONVENCIONAL: EVOLUCION DE FASES Y ENDURECIMIENTO.

20070034

RESUMEN El presente proyecto tuvo la finalidad de fabricar y caracterizar la evolución de fases en

aleaciones obtenidas mediante aleado mecánico y fusión convencional. Es bien

conocido que el control de las transformaciones de fase juegan un papel muy

importante en las propiedades mecánicas de las aleaciones. Dicho control, pretende

predecir y mejorar sus propiedades, así como, su posible degradación con el tiempo de

uso. Un camino alternativo, tratado en el presente proyecto, es producir mediante

aleación mecánica intermetálicos nanométricos Ni3Al a partir de los polvos elementales.

Los resultados mostraron que es posible formar éste intermetálico mediante molienda

de baja energía después de 250 horas. En controversia, producir el intermetálico por

métodos convencionales seria costoso debido a los equipos que se necesitaran para su

fabricación. El intermetálico nanométrico Ni3Al es usado para reforzar un material dúctil,

que en este caso es, en una matriz de aluminio. El principal problema, en este caso, es

encontrar el mejor camino para consolidar este tipo de materiales denominados

compositos metal-metal. Para ello, la compactación dinámica por ondas de choque

podría ser una ruta alterna para obtener buenas densidades de compactación. Los

primeros resultados muestran una consolidación de hasta el 85% por este medio.

Por otra parte, las aleaciones sintetizadas por métodos convencionales y endurecidas

por precipitación fueron base Mg, Al, Fe y Zn. El estudio de las transformaciones de

fases en aleaciones Al-4%Cu-0.3%Mg modificadas con 0.5% y 2%Ag (% peso), Mg-

9.5%Al-0.5%Zn, Fe-10%Ni-15%Al con adiciones de 1%Cu o Cr y Zn-22%Al-2%Cu, se

llevo a cabo mediante MEB, MET y Microdureza Vickers. Estas aleaciones fueron

preparadas mediante fusión convencional y posteriormente homogeneizadas a 530 ºC,

550ºC, 1100ºC y 350ºC durante 3 días, respectivamente. Subsecuentemente, para

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provocar la precipitación y una dispersión uniforme de precipitados, las muestras fueron

envejecidas a 150, 200 y 250ºC (base Mg, Al y Zn), y a 750, 850 y 950ºC (base Fe) a

diferentes tiempos.

Aleaciones base Al: los resultados de microdureza Vickers mostraron que la adición de

plata promueve su incremento para todas las temperaturas y tiempos de envejecido

isotérmico, encontrando que el pico de dureza ocurre por la coexistencia de las fases Ω

y θ’. Adicionalmente, se observó que el sobreenvejecimiento de la aleación

(disminución en dureza) disminuye conforme la temperatura de envejecido aumenta.

Por otra parte, las micrografías obtenidas por MET demostraron la coexistencia de

precipitados de las fases Ω y θ’, siendo dominante la fase Ω. Adicionalmente, la fase Ω

tiene una morfología de prismas hexagonales con una altura de placas (delgada),

donde la cara hexagonal tiene intercaras planas alineadas en las direcciones de la

matriz <311>, <111> y <220>, mientras que las placas (altura) se alinean solamente en

las direcciones <111>. El radio promedio de la fase Ω tiene una dependencia lineal con

respecto al tiempo, t1/3; la cinética de crecimiento de dicha fase esta controlada por un

mecanismo de difusión para ambas aleaciones, lo cual confirma lo propuesto por la

teoría de engrosamiento propuesta por Lifshitz, Slyosov y Wagner (LSW).

Aleaciones base Mg: Los resultados muestran la precipitación celular y dentro del

grano de la fase β (Mg17Al12), con una relación de orientación de: (0002)m// )330( ppdo.

La precipitación discontinua precede a la precipitación continua a partir del análisis por

MEB. La coexistencia de dichas precipitaciones se ve reflejado en la dureza del

material. La cinética de crecimiento de la PD es más rápida a mayor temperatura, sin

embargo los valores de dureza alcanzados son mayores a menores temperaturas de

envejecido. Para las 3 temperaturas de envejecido se encontró que la dureza llega a un

valor máximo y decae, a diferencia de otros trabajos reportados para aleaciones

similares en los que la dureza llega a un punto máximo y se mantiene.

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Aleaciones base Fe: Los resultados de DRX mostraron la formación de una solución

sólida sobresaturada (αsss) posterior al tratamiento de homogeneizado y la precipitación

de la fase β´ durante los tratamientos de envejecido para los tres sistemas aleación.

Las adiciones de 1% de Cu o de Cr no forman fases intermetálicas, es decir, se

encuentran en solución sólida ya sea en la matriz o en los precipitados. La fase β´

precipitó dentro de los granos y el cambio morfológico de los precipitados observada en

las tres aleaciones cambia de partículas esféricas con distribución aleatoria a partículas

cúbicas con caras planas y esquinas redondeadas con cierto alineamiento preferencial.

Posteriormente, los precipitados se agrupan formando arreglos de placas rectangulares

manteniendo un alineamiento de sus caras planas en las direcciones <100> de la

matriz. Envejecidos prolongados provocaron el engrosamiento de las partículas β´ con

una morfología de paralepipedo cuyas caras se vuelven irregulares. La cinética de

engrosamiento de los precipitados β´ obedece la ley temporal t1/3 , lo cual indica que el

proceso de engrosamiento esta controlado por el mecanismo de difusión. La constante

de engrosamiento (K) de las partículas β´ se retarda con la adición del 1% de Cr o Cu

al sistema Fe-10%Ni-15%Al. Por otra parte, las curvas de microdureza muestran un

aumento en dureza con la disminución en la temperatura de envejecido. La aleación

Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu alcanzó la mayor dureza en las tres diferentes temperaturas.

La degradación de las propiedades del material se atribuye a la formación de grupos de

precipitados, su coalescencia y a la perdida de coherencias de los mismos.

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I. INTRODUCCION

En las investigaciones a nivel básico destaca la búsqueda de aleaciones que tengan

propiedades específicas, las cuales puedan ser controladas mediante tratamientos

térmicos o nuevas alternativas como aleación mecánica. Esto conlleva, mejorar la

resistencia a las altas temperaturas, la resistencia mecánica, la resistencia a la

corrosión, así como una mayor eficiencia energética, a la par de reducciones en la

densidad y en peso, o bien, capacidades conductoras más amplias, texturas,

transparencia, etc.

Estas características se pueden lograr mediante un control óptimo de las

transformaciones de fase que ocurren en los materiales. Por ejemplo, las propiedades

de aleaciones endurecibles por precipitación esta íntimamente relacionada con el

tamaño, morfología y distribución de partículas de segundas fases.

Inicialmente, el control de la velocidad de enfriamiento y solidificación, permitió

modificar la microestructura de los materiales y las propiedades asociadas a éstas,

como en el Zinalco, las superaleaciones y los aceros de alta resistencia. Mediante este

control se obtienen materiales de mayor resistencia al esfuerzo mecánico y de distinta

respuesta a la temperatura, lo que implica mayor eficiencia y vida útil.

Por otro lado, se encuentra la reducción en peso; en esto los aceros de alta resistencia

han sido un éxito, pues han impactado en la construcción y en la industria automotriz.

Aunque estos materiales suelen ser más costosos, permiten hacer máquinas más

eficientes, permitiendo un menor consumo de combustible.

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1.1 ALEACIONES COMPOSITOS Al-Ni3Al

Investigaciones de las últimas décadas han conducido al surgimiento de intermetálicos,

como una nueva clase de materiales Ingenieriles con numerosas propiedades

atractivas las cuales incluyen alta resistencia a la corrosión y oxidación, así como

densidades relativamente bajas combinadas con la capacidad de conservar su

resistencia a temperaturas altas. Los intermetálicos son uno de los grupos mas

importantes de materiales nanoestructurados. Los aluminuros de níquel son ejemplo de

estos intermetálicos los cuales son típicamente usados a elevadas temperaturas. En

especial la fase Ni3Al que muestra propiedades físicas y mecánicas importantes que lo

hacen potencialmente útil para algunas aplicaciones estructurales, tales como soportes

para turbinas de gas, instalaciones de tratamientos térmicos, dados y/o moldes de alta

temperatura y en herramientas de corte. En recientes años, varias técnicas avanzadas

de síntesis de intermetálicos tales como aleado mecánico, síntesis por combustión,

síntesis por molienda reactiva y solidificación rápida han sido empleadas para sintetizar

intermetálicos en pro de mejorar su estructura y propiedades mecánicas. La técnica de

aleado mecánico (AM) es especialmente usada para la fabricación de estos

compuestos que son difícilmente preparados por procesos convencionales debido a las

altas presiones de vapor y/o las grandes diferencias en sus puntos de fusión. Mediante

la repetida deformación, fractura y soldadura de partículas que son sujetas a una

molienda constante durante el AM, ocurre la combinación atómica y aleación íntima de

cada uno de los componentes. La importancia del proceso de AM sobre este trabajo

reside en el uso de equipos e instalaciones de menor costo que una fundición sin ser

necesario el uso de altas temperaturas, siendo más seguro y menos contaminante,

aunque esté limitado a producción de bajos volúmenes a nivel laboratorio; además de

la importancia del reforzamiento de aluminio mediante la dispersión de finas y duras

partículas de polvo intermetálico a fin de mejorar las propiedades de este material

comúnmente usado y ampliar mas las posibilidades de su empleo en aplicaciones de

alta tecnología. El objetivo del presente trabajo es la obtención y caracterización del

intermetálico Ni3Al con tamaño nanométrico mediante aleado mecánico de baja y alta

energía. Así como, la consolidación del material compuesto Al-Ni3Al mediante

compactación dinámica y su caracterización por Difracción de rayos-X, Microscopía

Electrónica de Barrido, Microscopía Electrónica de Transmisión y dureza Vickers.

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1.2 ALEACIONES base Fe-Ni-Al

Las propiedades mecánicas tecnológicamente más importantes de las aleaciones

endurecibles por precipitación están íntimamente relacionadas con la morfología,

distribución espacial, fracción volumétrica y tamaño de las partículas de segunda fase

embebidas en la matriz. Los tratamientos térmicos son un método efectivo e importante

para controlar la microestructura y mejorar las propiedades mecánicas de las

aleaciones reforzadas por precipitación. Los precipitados que provocan el mayor

endurecimiento en las aleaciones están finamente dispersos en la matriz y son

coherentes con la matriz. Un ejemplo, son las superaleaciones base Ni que presentan

excelentes propiedades mecánicas a altas temperaturas, y el endurecimiento depende

de la presencia de precipitados coherentes γ’ (Ni3Al) en una matriz de Ni. En estas

aleaciones, las propiedades están relacionadas a la cinética de engrosamiento de

dichos precipitados, así como a su distribución, tamaño, espaciamiento y fracción

volumétrica. Por su parte, las aleaciones del sistema Fe-Ni-Al pueden ser endurecidas

por la presencia de precipitados de la fase β’ ordenados del tipo B2 (CsCl), los cuales

también son coherentes y coplanares con la matriz. Estos precipitados proporcionan a

las aleaciones base Fe excelentes propiedades de resistencia mecánicas y a la

oxidación, cercanas a los 1000°C, lo que las hace fuertes candidatas para aplicaciones

estructurales en ingeniería por su alto punto de fusión (Tf= 1638°C). Además, poseen

una densidad (5.7 g/cm3) menor que las superaleaciones base Ni (~8 g/cm3). Los

aceros 17-7 PH, PH 13-8 Mo y Nitralloy-N son ejemplos de aceros comerciales

endurecidos por la precipitación de la fase β’ (NiAl) y son utilizadas en diferentes

dispositivos tales como, componentes de reactores nucleares, partes de engranes del

tren de aterrizaje de aviones, en aplicaciones petroquímicas que requieran resistencia

a la fractura por corrosión bajo esfuerzos. Sin embargo, alrededor de 600ºC, estos

aceros no poseen suficiente resistencia a la termofluencia para aplicaciones

estructurales. Este comportamiento ha sido atribuido a la temperatura de

transformación de α (bcc) a γ (fcc) es relativamente baja, lo que impide su uso a

elevadas temperaturas. La degradación de las propiedades mecánicas en aleaciones

endurecibles por precipitación (Fe-Ni-Al, Ni-Al, etc.) está relacionada con la cinética de

engrosamiento de precipitados. El proceso de engrosamiento o maduración de Ostwald

implica un crecimiento competitivo en el cual, las partículas grandes crecen por la

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disolución de las partículas pequeñas; así la cinética de engrosamiento es controlada

por el proceso de transferencia de masa difusional de regiones de alta curvatura

interfacial a regiones de baja curvatura interfacial, a través de la matriz. La teoría

clásica para el engrosamiento de partículas desarrollada por Lifshitz y Slyozov, e

independientemente por Wagner, predice que r de las partículas se incrementa

linealmente con el tiempo t1/3. Las partículas contenidas en la matriz cambian

gradualmente su tamaño, forma y distribución para disminuir su estado de energía.

Investigaciones del sistema Fe-Ni-Al endurecidas por precipitados β’ (NiAl), se han

enfocado principalmente al estudio de sus propiedades mecánicas bajo diferentes

condiciones de temperatura y tiempo de envejecido. Estos trabajos no muestran la

evolución morfológica de la precipitación con el tiempo de envejecido a diferentes

temperaturas. A pesar de ello, sus resultados muestran que la forma de distribución del

tamaño de partícula no cambia significativamente con el tiempo de envejecido,

atribuyéndolo a la baja fracción volumétrica observada. Por otra parte, existen pocos

trabajos de engrosamiento de precipitados β’ (NiAl) del sistema Fe-Ni-Al, los cuales

muestran que el engrosamiento de precipitados tiene una dependencia lineal de r3 con

el tiempo de envejecido, como lo predice la teoría LSW. Sin embargo, no existe

evidencia de la evolución de los precipitados y su relación con las propiedades

mecánicas. Por lo tanto, el objetivo principal es determinar la evolución morfológica,

tamaño y distribución de los precipitados β’ (NiAl) en una matriz ferrítica bajo diferentes

temperaturas y tiempos de envejecido. Asimismo, los resultados permitirán determinar

la cinética de engrosamiento y la energía de activación del proceso de engrosamiento y

su relación con las propiedades mecánicas. Adicionalmente, la adición de 1% de Cr o

Cu al sistema Fe-Ni-Al pretende retardar la cinética de engrosamiento de precipitados,

y por lo tanto, mejorar sus propiedades mecánicas a altas temperaturas. La energía de

activación para el proceso de engrosamiento con las adiciones cuaternarias no han

sido reportadas en bibliografía. Además, dichas adiciones no forman fases

intermetálicas, es decir, se encuentran en solución en la matriz o en los precipitados.

Finalmente, los resultados obtenidos en este trabajo podrían guiar futuros desarrollos

teóricos y tecnológicos en el entendimiento de los cambios cinéticos y morfológicos

para un adecuado diseño y control de las propiedades mecánicas a altas temperaturas,

en este sistema de aleación.

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1.3 ALEACIONES Zn-Al

las transformaciones de fase que ocurren en las aleaciones eutectoides base Zn-Al con

la adición del 1-4% de Cu juegan un papel muy importante sobre la resistencia del

material durante su conformado. La adición de 1 a 4% en peso de cobre a las

aleaciones eutectoides base Zn-Al promueve un endurecimiento de la aleación y por lo

tanto, un aumento en sus propiedades mecánicas debido a la formación de fase

intermetálica CuZn4 (ε), la cual es inestable a temperatura ambiente, y la fase

intermetálica ternaria de equilibrio rica en aluminio, τ’ [1-3]. Las transformaciones de

fase que ocurren en la aleación Zn-22%Al-2%Cu mediante tratamientos térmicos de

envejecido por debajo de 250°C son: (a) La descomposición de fase ηsobresaturada

mediante la reacción celular η → η + α, (b) la transformación de cuatro fases,

α+ε→η+τ’, donde la fase metaestable ε transforma a τ’y (c) la descomposición de la

fase α rica en aluminio mediante zonas de Guinier-Preston [4,5]. Sin embargo, la

transformación de éstas fases promueve la inestabilidad dimensional de la aleación, la

cual es indeseable en este tipo de aleaciones [6]. Investigaciones recientes [4,5,7-9]

sobre las aleaciones eutectoides base Zn-Al modificadas con 2% de cobre, muestran

que las transformaciones de fase pueden ser inducidas por deformación plástica

mediante aleación mecánica, ensayos de tensión y fatiga. Sin embargo, mediante estos

ensayos no existe un control sobre la deformación aplicada, es decir, no se ha

establecido la cantidad de deformación necesaria para inducir las transformaciones de

fase, así como las cinéticas de transformación y la evolución microestructural durante la

deformación de dichas aleaciones.

1.4 ALEACIONES base Al

Las aleaciones endurecibles que se basan en el sistema de aleación Al-Cu-Mg (serie

2000), son ampliamente usadas en aplicaciones de la construcción y el transporte,

donde se requiere de una alta resistencia y adecuada ductilidad. La obtención de una

buena dureza y alta resistencia mecánica en estas aleaciones se atribuye a la

presencia de partículas de segunda fase coherentes con la fase matriz ricas en soluto

denominadas precipitados. La presencia de dichos precipitados coherentes, dificultan el

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movimiento de dislocaciones promoviendo un aumento en sus propiedades. Por lo

tanto, las propiedades mecánicas de estas aleaciones son críticamente dependientes

de la fracción tamaño, forma y distribución espacial de los precipitados. Otra

característica que permite mejorar el desempeño de este tipo de aleaciones a altas

temperaturas es que los precipitados deben ser termodinámicamente estables y

retardar su engrosamiento a la temperatura de interés para presentar una estabilidad

microestructural. Todo lo mencionado anteriormente se obtiene si los precipitados son

coherentes y coplanares con la fase matriz. Por otra parte, investigaciones recientes

han sido encaminadas a promover un mejoramiento en la resistencia mecánica a

temperatura ambiente y a altas temperaturas en aleaciones base Al-Cu-Mg mediante la

adición de elementos microaleantes, debido a que modifican los procesos de

precipitación.

Recientemente, las aleaciones base Al-Cu-Mg con adiciones de plata han sido sujetas

de estudio para su uso en la industria de la aviación y la industria militar, en las cuales

los materiales son frecuentemente sujetos a temperaturas relativamente elevadas.[4] La

adición de Ag al sistema de aleación Al-Cu-Mg con una alta relación de Cu:Mg,

promueve la precipitación de una fase metaestable Ω, la cual se forma como una

dispersión fina y uniforme de placas delgadas sobre los planos 111. La fase Ω ha

mostrado ser relativamente más estable a altas temperaturas que las fases θ” y θ’, que

han sido reportadas en el sistema Al-Cu. El mecanismo establecido para la formación

(núclea) de la fase Ω es que se origina a expensas de las zonas GP (las siglas GP se

refieren a las zonas de Guinier-Preston), θ” y θ’, ha sido el objeto de varias

investigaciones. Un estudio realizado a través de 3DAP (3 Dimension Atom Probe)

mostró la formación de co-closters de átomos de Ag y Mg en la etapa de pre-

precipitación, que posteriormente promueven la formación de precipitados de la fase Ω

mediante la incorporación gradual de átomos de Cu. Después de la formación bien

definida de la fase Ω, los átomos de Ag y Mg son segregados fuertemente a la interfase

Ω/α[6]. Finalmente, los autores concluyen que la fase Ω es una variante de la fase de

equilibrio θ (Al2Cu). El efecto del magnesio en la evolución estructural de esta fase no

se ha entendido claramente, pero se cree que es un componente esencial para la

formación de la fase Ω. Por otro lado, la plata incrementa la densidad numérica de los

precipitados de la fase Ω. La composición química y estructura de esta fase han sido

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estudiadas por diversos investigadores, los cuales concluyen que la fase Ω tiene la

misma composición que la fase de equilibrio (Al2Cu); la estructura cristalina de la fase

Ω ha sido objeto de controversia, se ha propuesto como hexagonal, ortorrómbica y

tetragonal (a=b=0.6066 nm y c=0.496 nm). Recientemente, trabajos de investigación a

partir de difracción de electrones en aleaciones Al-2%Cu-0.1%Mg con adiciones de Ag,

mostraron que la fase Ω tiene una estructura cúbica centrada en el cuerpo. La máxima

dureza en estas aleaciones está asociada con la coexistencia del precipitado Ω con

varios precipitados como son la fase θ’ (Al2Cu), S (Al2CuMg), y σ (Al5Cu6Mg2), las

cuales son fases que se forman durante el proceso de precipitación en este tipo de

aleaciones, debido a las diferentes adiciones de elementos aleantes[5]. A pesar de las

investigaciones reportadas en el sistema de aleación Al-Cu-Mg-Ag, no existe, un

estudio completo de la evolución morfológica, tamaño y distribución de las fases

presentes, así como, el efecto de adiciones de Ag en el mecanismo y en la cinética de

descomposición. Por lo tanto, el presente estudio tiene como objetivo principal

determinar el mecanismo de descomposición de fases en aleaciones base Al-4%Cu-

0.3%Mg con adiciones de Ag a diferentes temperaturas y tiempos, que dan origen a la

formación de la fase Ω. la evolución de las fases formadas, el posible retardo de la

formación de la fase θ.

ALEACIONES base Mg

El magnesio es uno de los metales estructurales más ligeros y sus aleaciones son por

lo tanto, candidatos atractivos para aplicaciones donde el peso es un factor crítico.

Adicionalmente, las aleaciones de magnesio al tener propiedades mecánicas similares

a las del aluminio, pueden ser usadas para tareas similares. Una razón importante para

que incremente el constante uso del magnesio se debe a que en la industria automotriz

se desea reducir el peso del automóvil con el fin de disminuir el índice de

contaminación, mejorar el rendimiento y la eficiencia. El desarrollo de nuevas

aleaciones de magnesio con adiciones de Al, Zn, Cu, Mn, entre otros, permiten mejorar

notablemente su resistencia mediante un endurecimiento por precipitación. Un ejemplo

de ello, son las aleaciones comerciales AZ91 (Mg-9%Al-1%Zn-0.3Mn) y AZ80 (Mg-

8.5%Al-0.5Zn-0.2Mn), las cuales tienen una buena combinación de resistencia

mecánica y ductilidad. La adición de Al en el intervalo de 6-12% en peso al Mg

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promueve la formación de la fase intermetálica Mg17Al12 (β), lo cual permite un

endurecimiento de la aleación. Sin embargo, la máxima dureza que se obtiene en las

aleaciones Mg-Al es menor a las obtenidas en aleaciones base aluminio endurecidas

por precipitación, lo cual limita el uso de éstas aleaciones. Por otra parte, la

precipitación en las aleaciones Mg-Al puede ocurrir homogéneamente dentro del grano

ó mediante una precipitación celular. Ambas reacciones de precipitación toman lugar

competitiva y simultáneamente sobre un amplio intervalo de temperaturas de

envejecido. Por lo tanto, las propiedades de estas aleaciones están íntimamente

relacionadas con la cantidad y tipo de precipitación que tome lugar. Es decir, la

morfología, tamaño, relación de orientación y distribución de la fase precipitada son los

factores que controlan las características microestructurales y sus propiedades

mecánicas. Por su parte, la adición de pequeñas cantidades de Zn y Mn, al sistema

binario Mg-Al mejoran las propiedades de resistencia a la tensión y corrosión,

respectivamente. Por lo tanto, el presente trabajo pretende estudiar la precipitación en

la aleación comercial AZ90, con la finalidad de analizar la cantidad de fase precipitada,

morfología, relación de orientación y distribución sobre sus propiedades mecánicas.

Adicionalmente, los resultados permitirán aportar información para el control

microestructural y por lo tanto, para el buen desempeño de la aleación.

II. METODOS Y MATERIALES El estudio de la evolución de fases y el endurecimiento de aleaciones Al-Cu-Mg con

adiciones de plata, Zn-22%Al-2%Cu, Mg-9.5%Al-1%Zn y Fe-10%Ni-15%Al modificadas

con Cu ó Cr y aleaciones compósito Al-Ni3Al, se llevó a cabo por medio de difracción

de rayos X (DRX), microscopia electrónica de barrido (MEB), microscopia electrónica

de transmisión (MET) y mediciones de microdureza Vickers (HV).

Las aleaciones fueron fabricadas a partir de los elementos químicamente puros, con al

menos 99.9% de pureza. Esto se realizó a partir de técnicas de fusión convencional,

mediante un horno de resistencias a nivel laboratorio a 750 °C (base Al), 500ºC (base

Zn y Mg) y 1400ºC (base Fe) con una atmósfera de argón y mediante agitación por

medio de una barra de alúmina, con la finalidad de obtener una composición más

homogénea. En el proceso de aleación mecánica se emplearon polvos de Ni (99.98%)

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de 100 μm y morfología redonda y de Al (99.98%) de 15 μm y morfología irregular para

obtener el intermetálico Ni3Al mediante molienda de baja (Molino horizontal) con una

relación de peso de bolas:peso de muestra 36:1, balines de acero de ½`` de diámetro

como medio de molienda y una velocidad 110 rpm en una atmósfera de argón para

minimizar la exposición al ambiente oxidante. Se realizaron moliendas a 50, 100, 150,

250 y 350 horas.. La Tabla 1 muestra la composición nominal de las aleaciones

fabricadas.

Tabla 1. Composición nominal de las aleaciones en % peso.

Tratamientos Térmicos.

Las aleaciones provenientes de fusión se cortaron para obtener muestras con

dimensiones de 65 x 10 x 21 mm3, las cuales fueron encapsuladas bajo vacío en tubos

de pirex. Las muestras se trataron térmicamente hasta la temperatura de

homogeneizado en el intervalo de 550 ± 5 °C (base Al), 350°C (base Zn), 450ºC (base

Mg) y 1100ºC (base Fe) durante 5 días, seguidas de un temple en agua con hielos

(enfriamiento brusco) a una temperatura de aproximadamente 2 °C. La finalidad del

tratamiento de homogeneización fue romper la microestructura de colada proveniente

de fusión a partir de una región monofásica, mientras que el tratamiento de temple se

realizó con la finalidad de obtener una solución sólida sobresaturada (SSS) a

temperatura ambiente, para su posterior transformación por precipitación. La

caracterización de la completa homogeneización se realizó mediante un análisis de la

microestructura a través de microscopía electrónica de barrio (MEB).

Aleación Cu Mg Ag) Al Zn Ni Cr Fe 1 4.0 0.3 0.5 Bal. 2 4.0 0.3 1.5 Bal.

3 4.0 0.3 2.5 Bal. 4 4.0 0.3 3 Bal.

5 Bal. 13.3 6 2.0 22.0 Bal. 7 15.0 10.0 Bal. 8 1.0 15.0 10.0 Bal. 9 15.0 10.0 1.0 Bal.

10 Bal. 9.5 0.5

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La siguiente etapa consistió en realizar tratamientos de envejecido isotérmico ó

tratamientos de precipitación a cada una de las muestras. Las temperaturas de

envejecido fueron de 150, 200, 250 y 300 °C (base Al, base Zn y base Mg), y 750, 850

y 950ºC (base Fe), las cuales están dentro de la región bifásica de cada uno de sus

diagramas. Asimismo, los tratamientos se realizaron a diferentes tiempos (10, 30min, 1,

5, 10, 25, 50, 75, 100, 125, 150, 175, 200, 225, 250, 275, 300, 325, 350, 375, 400 h) a

cada una de las aleaciones, para provocar la precipitación de segundas fases. Las

diferentes temperaturas y tiempos se emplearon con la finalidad de obtener diferentes

fracciones volumétricas, las cuales permitieron seguir la cinética de descomposición.

Los tratamientos de homogeneizado, solubilizado y envejecido se llevaron acabo en un

horno de resistencia eléctrica thermolyne, considerando un rango de temperatura de ±

2 °C.

Microscopia Electrónica de Barrido (MEB). Las muestras provenientes de fusión, homogeneizadas y solubilizadas, se prepararon

metalográficamente y se caracterizaron mediante MEB; utilizando un microscopio

electrónico JEOL-6300 con una distancia de trabajo de 15 mm, un voltaje de 20kV y

con señal de electrones secundarios.

Microscopia Electrónica de Transmisión (MET). Las observaciones por MET se realizaron en un microscopio JEOL-2000FXII equipado

con un espectrómetro de energía dispersa (EDS). La caracterización por MET se

realizó con un voltaje de 200kV. Se emplearon las técnicas convencionales de campo

claro, campo oscuro y difracción de área selecta. Las muestras empleadas para su

caracterización por MET se obtuvieron a partir de placas de tamaño de 10 X 10 X 3

mm3. Dichas placas fueron desbastadas gradualmente con lijas de SiC de grado 400,

600, 1000, 1500 y 2000 hasta obtener un espesor de 300 micras. Posteriormente, se

cortaron discos de 3 mm de diámetro con una cortadora de electroerosión y

desbastadas hasta obtener un espesor aproximado de 150 micras, después las

muestras fueron pulidas electrolíticamente mediante un aparato FISHIONE de doble

chorro en una solución de 78 % metanol y 22 % ácido nítrico enfriado a una

temperatura de -70 °C en un baño María de alcohol con CO2 sólido.

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Medición de Microdureza Vickers (HV). Por medio de las mediciones de microdureza, se siguió la secuencia de precipitación. A

partir de las muestras pulidas a espejo se realizaron las mediciones de microdureza

Vickers mediante un microdurómetro, marca Future Tech, utilizando una carga de 200

g. y se realizaron 10 identaciones para cada una de las muestras, de las cuales 2 de

los valores de dureza fueron eliminados (el valor más alto y el valor más bajo) para

obtener el valor promedio.

Ensayos de Tensión. Las pruebas de tensión se llevaron a cabo en una máquina de tensión uniaxial marca

Shimadzu® a la velocidad de deformación más baja que permite el equipo (0.05

mm/min). Estos ensayos fueron llevados a cabo para los tratamientos de

homogeneizado cuyas probetas fueron seleccionadas de acuerdo con la evolución de

la dureza durante la transformación de la fase β, de tal manera que se asignó una

prueba para el tiempo cero de transformación (inmediatamente después del temple),

una más para el tiempo en que se alcanza la mayor dureza (∼4 horas después del

temple) y uno más para el tiempo en el que se culmina la transformación de la fase.

Las probetas sometidas a tensión se prepararon metalográficamente para poder ser

observadas en el Microscopio Electrónico de Barrido modelo JEOL JSM-6300.

Asimismo, se realizaron pruebas de tensión cada tiempo de envejecido (1, 5, 15, 25,

50, 100 y 150 horas), de manera que se pudo observar la relación que existe entre la

transformación de la fase intermetálica inestable ε a la fase estable τ’ y las propiedades

mecánicas del material.

Una vez terminado el ensayo se estudió la superficie de fractura y se cortó uno de los

extremos de la probeta ensayada a todo lo largo (ver figura 3.3) y así preparar la

superficie frontal de las probetas fracturadas para observar el comportamiento de la

microestructura cerca y lejos de la zona de fractura y así poder evaluar la relación

existente entre las propiedades mecánicas de la aleación con sus transformaciones de

fase.

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DESCRIPCION DE ACTIVIDADES REALIZADAS

De acuerdo a la programación de actividades propuestas en el protocolo 20070034, se

cumplieron satisfactoriamente las metas propuestas. Los resultados obtenidos y que

abarcan las metas propuestas se mencionan a continuación. El anexo incluye

solamente el escrito de los resultados debido al espacio disponible a ser enviado a la

SIP. El impreso contiene todas las figuras y gráficas de los resultados.

III. RESULTADOS

3.1 SISTEMA Fe-Ni-Al Difracción de Rayos x Los resultados de difracción de rayos X confirmaron la presencia de la fase ordenada

β´(Fe,Ni)Al, la cual tiene una estructura B2 (CsCl) durante los envejecidos isotérmicos.

Dichos resultados corroboran las fases presentes de acuerdo al diagrama de equilibrio.

La figura 1 muestra la distribución atómica del Fe, Ni y Al de la fase β´.

Figura 1. Distribución atómica de la fase β´(Fe, Ni)Al (B2): Aluminio; Hierro o Níquel.

16

Dureza. Es bien conocido que para lograr mejorar las propiedades mecánicas en una aleación

es necesaria la presencia de una segunda fase coherente finamente distribuida

transgranularmente en las aleaciones. Las aleaciones ferríticas pueden ser usadas en

sistemas de conversión de energía debido a que presentan una mejor conductividad

térmica y una menor expansión térmica que las superaleaciones base Ni. Sin embargo,

estas aleaciones poseen una pobre resistencia a la termofluencia cuando es sometida a

temperaturas de alrededor de 600ºC. Las aleaciones ferríticas base Fe-Ni-Al

modificadas con adiciones cuaternarias (p. e. Cr o Cu) podrían ser potencialmente

candidatas para aumentar su resistencia mecánica a temperaturas cercanas a los

1000ºC, por la presencia de la precipitación transganular homogénea y finamente

distribuida de la fase β’ (Ni,FeAl).

Las curvas de la figura 2 muestran el comportamiento mecánico de las tres aleaciones

envejecidas a 750, 850 y 950°C por diferentes tiempos. Estas curvas marcan el efecto

del tiempo de envejecido y la temperatura sobre la dureza en las aleaciones.

Inicialmente, la adición de Cu y Cr no forma fases intermetálicas, es decir, se

encuentran en solución sólida y promueven un aumento en la dureza.

En las curvas de la figura 2 se puede observar que la dureza se incrementa con el

tiempo de envejecido para las tres aleaciones envejecidas a 750ºC. Cabe señalar que la

aleación Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu muestra una mayor dureza en todos los tiempos de

envejecido, con un pico de dureza después de 750 h de envejecido y comienza a

disminuir lentamente hasta 1500 horas, lo cual implica que esta aleación conserva sus

propiedades a esta temperatura durante largos tiempos de servicio. El efecto de la

temperatura de envejecido sobre la dureza esta remarcado notablemente. La dureza

disminuye notablemente con el incremento de la temperatura. La razón de estos

resultados se atribuye a que a mayor temperatura mayor es la difusión atómica y por lo

tanto, la velocidad de crecimiento de las partículas es más rápida. La disminución a los

valores de dureza durante el proceso de engrosamiento se atribuye a la formación de

grupos de precipitados, una posible perdida de coherencia entre matriz - precipitado, así

como, a la coalescencia de precipitados. Estos resultados son consistentes con

Stallybrass y colaboradores donde el esfuerzo de cedencia, para aleaciones Fe-Ni-Al

con 10%Cr, disminuye con el aumento de la temperatura de envejecido.

17

0 200 400 600 800 1000

440

450

460

470

480

490

500

510

520

Fe-10Ni-15Al-1Cu Fe-10Ni-15Al-1Cr Fe-10Ni-15Al

Mic

rodu

reza

Vic

kers

(HD

V)Tiempo de envejecido (h)

850°C

0 100 200 300 400 500430

440

450

460

470

480

490

500 Fe-10Ni-15Al-1Cu Fe-10Ni-15Al-1Cr Fe-10Ni-15Al

Mic

rodu

reza

Vic

kers

(MD

V)

Tiempo de envejecido (h)

950°C

Figura 2. Curvas de envejecido que muestran el comportamiento mecánico de las tres

aleaciones a 750, 850 y 950°C de envejecido.

18

Caracterización vía MEB. El estudio de la evolución microestructural vía MEB comprendió la realización de

tratamientos térmicos a 750, 850 y 950°C por diferentes tiempos. El objetivo de este

análisis es caracterizar la evolución microestructural a diferentes tiempos de envejecido

realizados temperaturas cercanas a la línea de solvus. Las temperaturas se eligieron

para estudiar su influencia sobre la evolución, morfología, tamaño y distribución de los

precipitados en los tres sistemas de aleación.

Evolución de la morfología y distribución de precipitados Los parámetros reticulares de α-Fe (0.28665) y NiAl (0.28864) son muy similares, lo

cual permite que precipitados coherentes NiAl precipiten dentro de una matriz Fe-α,

con un desajuste reticular de δ=0.7%, siendo la morfología esférica. La figura 45

muestra un resumen de la variación de la morfología y distribución de los precipitados

observados durante los tratamientos de envejecido en las aleaciones Fe-10%Ni-15%Al,

Fe-10%Ni-15%Al-1%Cr y Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu. En esta figura se observa el efecto

de la temperatura y tiempo de tratamiento sobre el cambio morfológico y la distribución

de los precipitados, así como, las durezas máximas obtenidas. Para una misma

temperatura, la variación morfológica cambia desde partículas esféricas con

distribución uniforme y aleatoria, hacia a formas cuboidales con esquinas redondeadas

y caras planas alineadas en las direcciones elásticamente suaves <100> de la matriz.

Posteriormente, los precipitados adquieren una forma de tipo paralepipedo que

mantienen el alineamiento de sus caras con respecto a la matriz. Estos eventos,

evidentemente, muestran que el cambio de morfología esta relacionado con las

interacciones elásticas como se muestra en la figura 46 propuesta por K. Thornton y P.

W. Voorhees.Ellos demuestran mediante simulación las formas de equilibrio de un

precipitado tridimensional para varios valores de L en un sistema homogéneo [Ni-Ni].

Donde L puede ser interpretado como la relación entre la energía elástica y la

interracial. A partir de esta figura podemos observar que el cambio de forma de la

partícula ocurre con el aumento L, desde una forma esférica a una cúbica y con forme

se incrementa el valor de L se observa que la partícula adquiere una forma de placa,

similar a lo que ocurre durante las transformaciones de fase en los sistemas Fe-10%Ni-

15%Al, Fe-10%Ni- 15%Al-1%Cr y Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu mostrados en la figura 18-

20, 21-23, 24-26, respectivamente.

19

Las figuras 3-5 presentan en resumen para cada aleación, la evolución de los

precipitados β´ en las aleaciones Fe-10%Ni-15%Al, Fe-10%Ni- 15%Al-1%Cr y Fe-

10%Ni-15%Al-1%Cu envejecidas a 750, 850 y 950°C por diferentes tiempos. Este

análisis hace evidente el efecto de la temperatura y tiempo de envejecido para cada

aleación. Dichas figuras permiten establecer en forma lineal o diagonal dicho efecto,

por lo tanto, permite observar de otra manera los resultados.

Figura 3. Evolución de los precipitados β´ en la aleación Fe-10%Ni-15%Al envejecida a 750, 850 y 950°C por diferentes tiempos.

25 h

500 h

200 h

tT 750°C 850°C 950°C

fa 0.29 0.28 0.27

1μm

20

Figura 4. Evolución de los precipitados β´ en la aleación Fe-10%Ni-15%Al-1%Cr envejecida a 750, 850 y 950°C por diferentes tiempos.

25 h

500 h

200 h

0.31 0.29 0.28

750°C 850°C 950°C tT

fa

1μm

21

Figura 5. Evolución de los precipitados β´ en la aleación Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu envejecida a 750, 850 y 950°C por diferentes tiempos.

0.32 0.31 0.30

25 h

200 h

75 h

T 750°C 850°C 950°C

fa

t

1μm

22

La tabla 2 muestra que, para una misma aleación, cuando se incrementa la

temperatura de envejecido disminuye la fracción de precipitados (fa) y por

consecuencia disminuye la dureza- Asimismo, la adición de Cr y Cu, aumenta la

fracción de precipitados y la dureza, respectivamente.

Tabla 2. Valores de fracción área para las tres aleaciones a diferentes temperaturas.

Valores de fracción área y Microdureza Vickers

750°C 850°C 950°C Sistema de aleación

fa MDVmax tenv. (h) fa MDVmax tenv. (h) fa MDVmax tenv. (h)

Fe-10%Ni-15%Al 0.29 485.4 500 0.28 475.9 150 0.27 464.66 75

Fe-10%Ni-15%Al-1%Cr 0.31 507.8 750 0.29 494.8 200 0.28 481.7 100

Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu 0.32 518.31 750 0.31 509.2 200 0.30 495.5 100

Cinética de Crecimiento

A partir de los datos de tamaño promedio de partícula se obtienen las graficas de ln r vs

ln t tamaño promedio, r , en función de el tiempo de envejecido t. Dichas figuras

muestras una dependencia lineal del tamaño de partícula con respecto al tiempo para

las diferentes temperaturas. Las pendientes (m) de las rectas para cada una de las

aleaciones a 750, 850 y 950°C, se muestran en las figuras 6-8. El valor de m obtenido

esta cerca de lo predicho por la teoría de engrosamiento LSW (ley temporal de t1/3), lo

cual indica que el proceso de engrosamiento esta controlado por el mecanismo de

difusión. Es decir, el radio promedio de partícula, r , aumenta con el tiempo de

envejecido, t, de acuerdo a la siguiente relación:

t K (0)r-(t)r 33 =

donde )0(r es el radio de partícula promedio a un tiempo cero y K es la constante

cinética la cual esta en función de la temperatura.

23

11.5 12.0 12.5 13.0 13.5 14.0 14.5 15.0 15.5

4.5

5.0

5.5

6.0

6.5 750°C m=0.30 850°C m=0.28 950°C m=0.29

ln r

(nm

)

ln t (h)

Fe-10Ni-15Al-1Cr

11 12 13 14 15 16

4.5

5.0

5.5

6.0

6.5

7.0

7.5 750°C m=0.29 850°C m=0.27 950°C m=0.28

ln r

(nm

)

ln t (h)

Fe-10Ni-15Al-1Cu

Figura 6. Variación del radio normalizado vs tiempo de envejecido determinado vía MEB para la aleación Fe-10%Ni-15%Al.

Figura 7. Variación del radio normalizado vs tiempo de envejecido determinado vía MEB para la aleación Fe-10%Ni-15%Al-1%Cr.

Figura 8. Variación del radio normalizado vs tiempo de envejecido determinado vía MEB para la aleación Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu.

24

3.2 SISTEMA Al-Cu

Envejecido Natural Las aleaciones Al-4%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag y Al-4%Cu-0.3%Mg-2%Ag son susceptibles

a envejecer a temperatura ambiente (envejecido natural). La figura 9 muestra el efecto

de la adición de plata en la dureza de ambas aleaciones durante su envejecido natural

con tiempos de hasta 16 000 horas (22.2 meses). Ambas aleaciones mostraron el

mismo comportamiento de la dureza con el envejecido natural, es decir, un incremento

inicial de la dureza hasta 6000 h (250 días) y posteriormente una estabilidad de la

misma. Asimismo, las curvas de dureza no muestran diferencias significativas con la

adición de plata, aunque la dureza mayor se presentó en la aleación con mayor

contenido de plata. Este fenómeno ha sido atribuido a la formación de las zonas

Guinier-Preston]. Estos resultados muestran que la aleación envejece a temperatura

ambiente, lo que la hace inestable a temperatura ambiente, a pesar de que la cinética

de precipitación es muy lenta. Prácticamente, para evitar la inestabilidad de aleaciones

endurecibles por precipitación base Al (p.e 2024, 2026, 6064, 7075) se realizan

tratamientos térmicos especiales (p.-e. T3, T4, T6, T8,)[54]. Por otra parte, este

comportamiento podría ser utilizado para un primer proceso (p.e maquinado o

deformado) y en conocimiento de que la dureza del material va a incrementarse y

estabilizarse a temperatura ambiente con un tiempo de hasta 16000h y más.

Figura 9. Comportamiento de la dureza con el tiempo de envejecido a temperatura ambiente para las aleaciones Al-4.0%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag y Al-4.0%Cu-0.3%Mg-2.0%Ag

0 2000 4000 6000 8000 10000 12000 14000 1600085

90

95

100

105

110

115

Al-4.0Cu-0.3Mg-0.5Ag Al-4.0Cu-0.3Mg-2.0Ag

Tiempo de envejecido (h)

Mic

rodu

reza

Vic

kers

(HV)

25

0.1 1 10 100 100080

90

100

110

120

130

140

150

160

Tiempo de envejecido (h)

Mic

rodu

reza

Vic

kers

(HV)

150°C 200°C 250°C

5.2 Envejecido Artificial

La figura 10 muestra un resumen de las curvas de envejecido en escala logarítmica de

las aleaciones Al-4%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag (líneas punteadas) y Al-4%Cu-0.3%Mg-

2%Ag (líneas continuas), envejecidas a 150, 200 y 250°C. Dicha gráfica hace evidente

el efecto de la adición de plata y la temperatura de envejecido. Es decir, se puede

observar que las aleaciones envejecidas a menor temperatura (150 ºC) son las que

presentan una cinética de endurecimiento más lenta que a temperaturas superiores.

Estos resultados son coherentes con la literatura [5], donde temperaturas de envejecido

bajas inducen tamaños de precipitados menores, lo cual promueve una mayor dureza

en las aleaciones. Mientras que, al aumentar la temperatura de envejecido se

promueven tamaños de precipitados mayores, lo cual se reflejaría en una menor

dureza. Cabe señalar que la difusión atómica se acelera con el incremento de la

temperatura, lo cual se ve reflejado en la figura 5.3, en un menor tiempo de envejecido

para que la dureza de las aleaciones disminuya (degradación de las propiedades

mecánicas).

Figura 10. Comportamiento de la dureza en función del tiempo de envejecido para las aleaciones Al-4.0%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag () y Al-4.0%Cu-0.3%Mg-2%Ag (−−−−).

26

Finalmente, la adición de plata promueve una mayor dureza a todas as temperaturas

de envejecido. Este fenómeno ha sido reportado como se muestra en la figura 11,

donde la dureza del material se mantiene con el aumento de la temperatura de

envejecido. Asimismo, dicha figura resalta que el aumento de la temperatura de

envejecido disminuye el pico de dureza máximo, lo cual confirma los resultados

obtenidos en el presente trabajo.

Figura 11. Pico de dureza con respecto al tiempo de envejecido para una aleación Al-Cu-Mg-Ag

El envejecido artificial (150-250 ºC) muestra una cinética de precipitación más rápida

que aquel realizado a temperatura ambiente. El comportamiento de la dureza con el

transcurso del tiempo de envejecido puede explicarse de acuerdo a la formación y

evolución de los precipitados, así como al sobreenvejecimiento de los mismos, lo

anterior puede ilustrarse en base a la figura 2.8, la cual muestra la formación de los

precipitados conforme pasa el tiempo de envejecido. Esta figura muestra que justo al

alcanzar el pico de dureza se tiene la combinación de θ” y θ’ para una aleación Al-Cu.

De igual manera, para las aleaciones en estudio, los principales precipitados

reforzantes son Ω y θ’, donde la fase Ω es la fase dominante, la cual además de

conferirle una dureza mayor, aumentando su estabilidad térmica y por ende sus

propiedades mecánicas.

Asimismo, se realizó una comparación de las aleaciones empleadas con dos

aleaciones de literatura Al-1.7Cu-0.3Mg y Al-1.7Cu-0.3Mg-0.1Ag[31]. La figura 12

muestra claramente que los resultados obtenidos concuerdan con los reportados en

bibliografía, haciendo evidente que la adición de plata aumenta la dureza del material.

27

Los resultados obtenidos concuerdan con las observaciones realizadas por Ringer[15],

en los cuales muestra que al aumentar las concentraciones de plata, el endurecimiento

aumenta en todas las aleaciones de aluminio conteniendo magnesio, ya que la plata

estimula la precipitación de la fase Ω la cual promueve el endurecimiento en estas

aleaciones.

Figura 12. Comportamiento de la dureza en función del tiempo de envejecido de las aleaciones Al-4.0%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag y Al-4.0%Cu-0.3%Mg-2.0%Ag en comparación con dos aleaciones de literatura [31], envejecidas por diferentes tiempos a 200 ºC.

Identificación de la fase Ω La identificación de las fases Ω y θ’ se puede realizar de acuerdo a su morfología y

orientación con la matriz. Los resultados muestran que la morfología de la fase Ω es

similar a un prisma hexagonal, donde su altura es muy pequeña. La morfología

hexagonal de la fase Ω en las micrografías en condición de campo claro de la figura 13

es fácilmente identificable. Mientras que, los lados del prisma (altura) pueden

confundirse con la fase θ’. Sin embargo, la fase Ω, se encuentra alineada en las

direcciones <111> de la matriz y la fase θ’ en las direcciones <100> de la matriz. Por lo

tanto, en las micrografías de la figura 5.5 en condición de campo claro de la aleaciones

Al-4.0%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag y Al-4.0%Cu-0.3%Mg-2.0%Ag envejecidas a 250 ºC

durante 25 y 50 horas, respectivamente, se puede observar claramente que la fase

dominante (en mayor proporción) es la fase Ω.

28

Figura 13. Micrografías de MET mostrando la morfología de la fase Ω en la aleación

(a) Al-4.0%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag y (b) Al-4.0%Cu-0.3%Mg-2.0%Ag envejecidas a 250 ºC por 25 y 50 horas, respectivamente.

5.2.2 Evolución morfológica de la fase Ω

Como se ha mencionado, la fase Ω es el precipitado dominante en las aleaciones Al-

Cu-Mg-Ag, de ahí su importancia en su estudio. Inicialmente, la fase Ω tiene forma de

un prisma hexagonal. Con el tiempo de envejecido, la fase Ω crece hasta obtener

intercaras redondeadas, lo cual es evidencia de que el precipitado es incoherente con

la matriz (ver Fig. 14 para ambas aleaciones). Este hecho, no ha sido reportado en

literatura y confirma la disminución en dureza de la aleación.

29

Figura 14. Micrografías de las aleaciones (a)-(d) Al-4%Cu-0.3%Mg-0.5%Ag y (e)-(h) Al-4%Cu-0.3%Mg-2%Ag envejecidas a 250ºC por diferentes tiempos.

3.3 SISTEMA Mg-Al

Microscopia Electrónica de Barrido (MEB) En la micrográfica de la figura 12 se puede observar la microestructura proveniente de

colada la cual se analizó empleando electrones secundarios. El análisis por EDS

mostró que las zonas claras son ricas en Mg, Al, Zn, mientras que las zonas grises son

ricas en Mg.

Figura 15. Micrografía de la estructura dendrítica de la aleación Mg-8.5% Al-0.5% Zn

30

La micrografía de la figura 16 muestra la microestructura de la aleación sometida a un

tratamiento térmico de homogenizado a 430ºC por 3 días y templado en agua a 2 ºC.

Dicha figura muestra el rompimiento de la estructura de fusión, la cual presenta granos

equiaxiales de un tamaño aproximado de 80 μm.

Figura 16. Micrografía de la muestra solubilizada de la aleación Mg-8.5% Al-0.5% Zn

En la figuras 17 se muestran las micrografías de la aleación Mg-8.5% Al-0.5% Zn

durante el tratamiento de envejecido isotérmico a 100 a diferentes tiempos. La figura 14

muestra la precipitación discontinua (PD) o celular ocurre en los límites de grano

después de 50h a 100 ºC. Adicionalmente se puede observar el aumento de la fracción

de la precipitación discontinua conforme se incrementa el tiempo de envejecido.

Estos resultados hacen evidente que la cinética de crecimiento y descomposición

aumente conforme se incrementa la temperatura de envejecido.

31

Figura 17. Evolución microestructural de la aleación Mg-Al-Zn envejecida

isotérmicamente a 100ºC durante (a)50, (b) 100, (c) 150, (d) 250, (e) 350, (f) 450, (g) 550 y (h) 650h.

Difracción de Rayos-X La figura 18 muestra un patrón de difracción característico de la aleación

homogenizado y envejecida durante 150 h a 300 ºC. El patrón de rayos-X de la

muestra homogenizada (0 h) se observan solamente la presencia de los picos

característicos del magnesio, lo cual confirma la formación de una solución sólida

sobresaturada. Después del tratamiento térmico de envejecido a 300 ºC se observa los

picos característicos de la fase Mg17Al12.

(g

(e) (f)

(d

(b

((h

1 μm

(a)

10 μm

32

Figura 18. Patrón característico de la aleación Mg-8.5%Al-0.5Zn solubilizada y

envejecida a 300 ºC y150h.

Curvas de Envejecido La grafica de la figura 19 muestra las curvas de envejecido de la aleación Mg-8.5%Al-

0.5%Zn durante los tratamientos térmicos a 100, 200, 300 ºC. Dicha figura muestra que

el comportamiento mecánico de la Microdureza Vickers en los primeros tiempos de

envejecido es ascendente, con máximos de 78.13 y 86.35 HV, a 300 y 200 ºC

respectivamente. La curva a 100 ºC muestra un incremento de la dureza para todos los

tiempos de envejecido, con un máximo de 83.12 HV después de un tiempo máximo de

3500 h.

Figura 19. Curvas de dureza a diferentes temperaturas 100, 200 y 300 ºC y a

diferentes tiempos de envejecido para la aleación Mg-8.5%Al-0.5%Zn.

33

0.1 1 10 100 1000

0

2

4

6

8

10

12

14

16 100 °C 200 °C 300 °C 300 °C-2Ag

%A

rea

(pre

cipi

taci

ón d

isco

ntin

ua)

Tiempo (h)

Análisis del Crecimiento de Tamaño de Precipitado Vía MEB El crecimiento de la precipitación discontinua se determinó a partir de las micrografías

tomadas en el modo de electrones secundarios en el microscopio de barrido. En las

imágenes digitalizadas se midió el área de los precipitados mediante el software

SIGMASCAN PRO. La figura 20 muestra claramente que a la temperatura de 300 ºC la

cantidad y velocidad de crecimiento de la precipitación discontinua es mayor que a las

otras tres temperaturas. Mientras que a la temperatura de 100 ºC es mucho más lento

este crecimiento

Figura 20. Curvas de % de área trasformada de PD vs. tiempo de envejecido

La figura 21 muestra la secuencia de precipitación que ocurren durante las etapas de

envejecido. Podemos observar que antes de la línea continua no existe ningún tipo de

precipitación y que solo esta la solución sólida sobresaturada. Sin embargo, después

de la línea continua muestra el comienzo de la precipitación discontinua. La línea

punteada muestra el inicio de la precipitación continua y a partir de este punto los dos

tipo de precipitación coexisten conforme avanza el tiempo de envejecido.

34

0.01 0.1 1 10 100 1000

100

150

200

250

300

350

400

PC+PD

PD (Precipitacion Discontinua) PC (Precipitación Continua)

Tem

pera

tura

(ºC

)

Tiempo (h)

PD

Figura 21. Esquema de un diagrama TTP. Las curvas ilustran las trasformaciones de

fase que ocurren durante los envejecidos

35

V. IMPACTO El presente proyecto permitió desarrollar la metodología necesaria para el estudio de

aleaciones no ferrosas deformadas y envejecidas a fin de observar el efecto sobre sus

propiedades mecánicas. Esto tuvo los siguientes resultados:

a) Formación de recursos humanos a nivel Superior de la Ingeniería en Metalurgia y

Materiales: 3 Tesis de Licenciatura

b) Formación de recursos humanos a Nivel Posgrado de la Maestría en Ciencias en

Ingeniería Metalúrgica, 1 Tesis de Maestría y 1 Tesis Predoctoral

c) Formación de alumnos PIFIS,

d) Participación en la publicación de un artículo en revista internacionales dentro del

ISINET y

e) Participación y publicación de trabajos en congresos de carácter Internacional.

36

Conclusiones Técnicas

Sistema Fe-Ni-Al A partir del análisis de los resultados obtenidos del el engrosamiento de los

precipitados β´(NiAl) formados durante el envejecimiento isotérmico a 750, 850 y 920

°C en una aleación ternaria Fe-10%Ni-15%Al, se concluye que:

1. En general, el cambio morfológico de los precipitados β´ durante el proceso de

engrosamiento para los tres sistemas de aleación fue:

esféricas→Cuboidales→paralepipedos→placas.

2. El engrosamiento de los precipitados β´ (Fe, Ni)Al en las aleaciones Fe-10%Ni-

15%Al, Fe-10%Ni-15%Al-1%Cr y Fe-10%Ni-15%Al-1%Cu envejecidas a 750, 850

y 950°C esta controlados por el mecanismo de difusión. Es decir, el radio promedio

al cubo de los precipitados se incrementa linealmente con el tiempo de envejecido,

mientras que la densidad de precipitados disminuye, como lo predicen las leyes

temporales de la teoría LSW.

3. La constante de crecimiento K aumenta conforme se incrementa la temperatura de

envejecido. En general, el efecto de la adición de Cu y Cr disminuye la cinética de

crecimiento. Esto se refleja con el aumento en la energía de activación, las cuales

fueron de 180, 209.8 y 247.8 kJ mol-1 para Fe-10Ni-15Al, Fe-10Ni-15Al-Cr y Fe-

10Ni-15Al-Cu, respectivamente.

4. La distribución espacial entre partículas en las etapas iniciales de envejecido es

aleatoria y esta muy cercana a la predicha por la teoría LSW. Posteriormente, los

precipitados se alinean preferencialmente en las direcciones cristalográficas <001>

de la matriz. En las últimas etapas de envejecido, la distribución de tamaños de

precipitados es de menor densidad de probabilidad y más ancha que la predicha

por la teoría LSW.

37

Sistema Al-Cu Se realizó el estudio para la descomposición de fases en las aleaciones base Al-

4%Cu-0.5%Mg adicionando diferentes contenidos de Ag y se llegó a las siguientes

conclusiones:

1. El contenido de Ag a la aleación Al-4%Cu-0.5%Mg, determina el endurecimiento

a las temperaturas empleadas (150, 200, 250 ºC), siendo mas alta en la aleación

E (Al-4%Cu-0.5%Mg-4%Ag). La temperatura de envejecido determina la duración

de la resistencia máxima, el cual es mas largo en las temperaturas de envejecido

mas bajas.

2. La caída de dureza en el material, se debe al engrosamiento y pérdida de

coherencia de los precipitados de Ω después de largos tiempos de envejecido.

3. Los precipitados de Ω presentan una morfología hexagonal con una relación de

orientación [111]α // [111]Ω, (022)α // (022)Ω con las siguientes variantes [001]α //

[122]Ω,, [011]α // [114]Ω, y [233]α // [133]Ω.

4. La estructura de la fase Ω de acuerdo a la indexación de los patrones de

difracción corresponde a una estructura cúbica centrada en las caras (FCC).

5. Las intercaras del precipitado Ω tienen una relación de orientación con respecto a

la matriz: [220]α // [220]Ω, [311]α // [311]Ω y [211]α // [211]Ω.

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Sistema Mg-Al 1. La precipitación discontinua precede a la precipitación continua a partir del

análisis por MEB. La coexistencia de dichas precipitaciones se ve reflejado en la

dureza del material.

2. La cinética de crecimiento de la PD es más rápida a mayor temperatura, sin

embargo los valores de dureza alcanzados son mayores a menores temperaturas

de envejecido.

3. Para las 3 temperaturas de envejecido se encontró que la dureza llega a un valor

máximo y decae, a diferencia de otros trabajos reportados para aleaciones

similares en los que la dureza llega a un punto máximo y se mantiene.

Sistema Ni-Al – ALEACION MECANICA

1. El compuesto intermetálico nanocristalino Ni3Al fue sintetizado mediante el

proceso de AM en un molino horizontal de baja energía presentando un tamaño

de grano nanométrico.

2. Los resultados de DRX mostraron la evolución estructural del proceso de AM

confirmando la formación de Ni3Al después de 250h de molienda; así como, los

picos característicos a una estructura fcc correspondientes al intermetálico.

3. Los resultados de MEB, nos mostraron la evolución morfológica del proceso de

AM a diferentes tiempos de molienda, donde finalmente a 350h de molienda se

observó que las partículas son homogéneas en composición y tamaño.

4. Los resultados de MET confirmaron la formación del compuesto intermetálico

Ni3Al presentando tamaño nanométrico.

5. Fue posible realizar las primeras pruebas Compactación Dinámica de los

compuestos Al-Ni3Al