Lattn American [ournal of Metallurgy and Materials, Vol. 2, N,: 1, 1982

Estudio Calorimétrico de una Aleación AI-Zn-Mg: Parte 1. Caracterización de los Precipitadose Influencia en las Propiedades Mecánicas

Eduardo Donoso y Ari VarschavskyInstituto de Investigaciones y Ensayos de Materiales, Facultad de Ciencias Físicas y Matemáticas, Universidadde Chile, Casilla 1.420, Santiago, Chile.

En una aleación Al - 10 % Zn - 1,2 % Mg, mediante tratamientos térmicos específicos y haciendo uso de la calorimetría dife-rencial de barrido se consiguió separar las zonas GP, la fase n, la fase S, como asimismo obtener una combinación 'l' y 'l endicha aleación. Los ensayos de tracción revelaron que el máximo límite de fluencia se obtiene en la aleación que presentazonas GP, su valor más bajo aparece en material sometido a un tratamiento térmico conducente a contener solamente la faseS. La tendencia contraria ocurre con la acritud. Valores intermedios en lo relativo a límites de fluencia y acritud se obtienencuando están presentes r¡' y 'l simultáneamente. Se pudo constatar que la distribución de las líneas de deslizamiento esaltamente sensible al tipo de microestructura presente, siendo más homogéneo para matriz que contiene aisladamente lamicroestructura 3. El máximo de aleatoriedad en el espaciado ocurre cuando el material presenta simultáneamente las fases1")' y 11·

Calorimetric Study of AI-Zn-Mg Alloy: Part 1. Characterization of Precipitates and Their Influence on the Mechani-cal Properties

In terms of specific heat treatments and using a differential scanning calorimeter (DSe), we could separate the GP zones,phase 1'\, phase S, and also obtained a combination of 'l' and n, in the AI-10 % Zn-1,2 % Mg alloy. Tensile tests revealedmaximum yield stress when the alloy contained GP zones and the yield stress became minimum when the alloy was heattreated to contain only 3 phase. The reverse tendency occurs with stiffness. Intermediate values are obtained in relation to theyield stress and the stiffness when the 1")' and 1") present simultaneously. It is proved that the distribution of slip lines is verysensible to the type of microstructure, being more homogeneous for the matrix which contains only the microstructure S. Themaximum scattering in the slip spacing occurs when the two phases, 'l' and 'l, present simultaneously.

INTRODUCCION

Las aleaciones de aluminio, AI-Zn-Mg y AI-Zn-Mg-Cu correspondientes a las series del 7000, son endure-cidas por reacciones de precipitación que acompañan alos tratamientos térmicos. Se ha establecido que laprecipitación generalmente tiene lugar de acuerdo a lasiguiente secuencia [1 - 4]:

solución sólida supersaturada -> zonas de Guinier-Prestan (GP)

-> 'r¡' (MgZn2) -> '1] (MgZn2)

Por otra parte para tiempos de envejecimiento lar-gos a temperaturas por sobre 573 K se obtiene unaestructura muy basta denominada O [5].

Las zonas G P son coherentes con la matriz; la ener-gía interfacial es baja de manera que pueden formarsepequeños prcipitados metaestables. La fase intermediasemi-coherente 'r,' _ MgZn2. posee una celda unitariamonoclínica [6]. mientras que la fase incoherente Y"

MgZn2. es hexagonal [1 - 4]. La fase o se presenta co-mo una estructura basada en la cúbica con una compo-sición de AI2Mg,Zn, [7] aunque también ha sido seña-lada como (AIZn )~yMg'2 [2, 8].

La mayoría de la literatura ha utilizado la microsco-pia electrónica de transmisión para caracterizar losprecipitados en la matriz luego de un tratamiento tér-mico específico. Sin embargo. esta técnica consumetiempo y asume que la pequeña sección de la lámina

delgada que se observa es representativa de un efectomasivo. Otro método por el cual se pueden identificarlos precipitados existentes, es por intermedio de análi-sis térmico diferencial o bien calorimetría diferencialde barrido. Hirano y colaboradores [9] y Thompson[10] han utilizado el análisis térmico diferencial paraestudiar los procesos de precipitación en aleaciones deAI-Zn-Mg. En base a dichas identificaciones, los obje-tivos del presente trabajo son los siguientes:

a) establecer los tratamientos térmicos adecuadospara obtener por separado aleaciones que con-otienen zonas GP, fase 'r;, fase O y una combina-ción de las fases 'r;' y 'r¡, verificando su presenciapor medio de calorimetría diferencial de barri-do;

b) determinar las propiedades mecánicas a la trac-ción de las aleaciones que presentan las fasesseñaladas en (a);

c) establecer la distribución de las líneas de desli-zamiento para un mismo porcentaje de defor-mación, racionalizando los resultados en térmi-nos de las características de los precipitados pre-sentes.

MA TERIAL Y METODO EXPERIMENTAL

La aleación usada en el presente trabajo fue quími-

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camente analizada, encontrándose que contenía 10 o/cZn y 1.2 o/c Mg: ella fue preparada a partir de alumi-nio 99,(,)(,)%, zinc 99,94 % Y magnesio 99.95 %, en unhorno de inducción a alto vacío Balzers tipo VSG 10.Luego de ser colada. la aleación se homogeneizó en unhorno al vacío a 773 K durante 31 horas. La reduccióninicial del lingote de 19 hasta 8 mrn se obtuvo por la-minaciones sucesivas en caliente: posteriormente seefectuaron larniriaciones en frío hasta 0,8 rnrn de espe-sor con recocidos intemedios de 773 K durante 40 mino

El análisis microcalorimétrico de los especímenes seefectuó en un analizador térmico diferencial Dupont990. Los especímenes en forma de discos tenían 0,8mrn de espesor por 6,3 mm de diámetro. Dichas medi-das se hicieron a una velocidad de calentamiento linealde 0,33 K/s, desde la temperatura ambiente hasta 750K. A objeto de aumentar la sensibilidad se utilizó unareferencia de aluminio de alta pureza recocido duranteun largo período, en el cual no ocurren eventos térmi-cos en el rango de temperaturas barridas. Para minimi-zar la oxidación se hizo pasar nitrógeno seco .il travésdel calorírnetro a un flujo de 0,8 x 10_4 m·'jmin.

Los ensayos de tracción se realizaron en una máqui-na Instron modelo TT-DM en especímenes planos de21,5 mm de longitud útil, 5 rnm de ancho y 0,8 mm deespesor. Las probetas fueron previamente pulidas elec-trolíticamente en una solución al 10 % de HNO, enalcohol.

La observación superficial de la estructura de desli-zamiento se efectuó en un microscopio electrónico debarrido Siernens Autoscan.

RESULTADOS y DlSCUSION

Luego de varios tratamientos térmicos tentativos sepudo establecer que aquellos que aparecen en la Tabla1 son los óptimos para obtener aleaciones que contie-nen aisladamente zonas GP, fase 'r" fase O y la com-binación de T,', Y 'r,. La fase '1), no fue posible aislarladebido a que es una fase de transición que presenta unalto grado de inestabilidad. no apareciendo sino enpresencia de 'r, [11].

TABLAlTratamientos Térmicos Selectivos

Tratamientos térmicos Microestructura

TI L h a 738 K--> temple en agua --> zonas GP24 h a 353 K--> aire

T2 1 h a 738 K --' temple en agua --> 'r,25 h a 453 K--> aire

T~ 1 h a 738 K--> temple en agua --> O21 h a 573 K--> aire

T.¡ 1/2 h a 723 K--> 1/2 h a 473 K--> r. y r,

S h a -103 K--> temple en agua

La verificación de la existencia de las fases aludidaspuede evidenciarse a partir de los terrnograrnas queaparecen en la figura 1. En 1 a. se muestra un termo-Qrama dc calentamiento lineal en el cual se observantres regiones. la primera de ellas. endorérrnica, corres-ponde él la disolución de las zonas GP. la que ocurre a

ou

770

3f1oo (a)

E ~

fI T2oo

( b)a.u<J

+ froo

oLO

E (e)'--~ox<IJ

(d )

270

Temperatura (K)

Fig. 1. Termogramas obtenidos en una aleación Al-lO '7c Zn-1.2 % Mg. luego de los tratamientos térmicos (T) indica-dos y que aparecen en la tabla l.

máxima velocidad a una temperatura Tp = 430 K; lasegunda región caracterizada por un peak exotérrnicodoble corresponde a dos reacciones secuenciales invo-lucran do formación de "(,' (Tp = 510 K). tendencia adisolución de 'r/ y formación de 'r, (Tp = 550 K) [11];la tercera región, caracterizada por un peak endotér-mico, corresponde a la disolución der, a Tp = -594 K.La fase El no se evidencia en este termograma, puesrequiere de períodos de tratamiento isoterrnal previo.Las temperaturas de los peak (Tp) de formación y dedisolución de los distintos precipitados es coincidentecon las señaladas previamente por Adler y colaborado-res [12, 13]. De este termograrna se concluye que alexistir disolución de zonas GP. formación v disoluciónde 'r" la microestructura presente, previa aÍ proceso decalentamiento lineal consistía solamente en zonas GPluego del tratamiento térmico TI'

La figura 1 b presenta un termograma de un espéci-men luego del tratamiento T2. Se puede apreciar la

17

La un Arn cnca n [ourn.d o] Met,'¡/"rgy an d M"terza/s, VoL. 2, N" /, /982

ausencia de la rezion L indicativa de la disolución delas zonas G P Y de la región 2, característica de la for-mación de TI' y 'r,. Sin embargo aparece claramente laregión 3 que acusa la disolución de v ya que Tp es sóloligeramente inferior que en la figura I a. Por lo tanto.se puede concluir que la única fase pre-existente es v.

La figura l e muestra un termograma practicado enun espécimen luego del tratamiento T,; en él puedeapreciarse solamente un peak endotérrnico cuyo máxi-mo se encuentra a una temperatura Tp = 653 K. Co-mo la temperatura de este máximo es bastante mayorque la de la región 3 en la figura 1 b. puede concluirseque se está en presencia de una fase más estable que T"

atribuyéndose este peak a la disolución de 8, la cual seformó previamente por un prolongado tratamiento tér-mico a alta temperatura.

Finalmente en la figura 1 d se observa un termogra-ma correspondiente al tratamiento térmico T.¡; en él seevidencian dos peaks endotérrnicos. El segundo peakes característico de la disolución de 'r¡ si se compara Tpcon los valores correspondientes de las figuras 1 a y1 b; el primero debe necesariamente corresponder a ladisolución de T¡', ya que es la única fase que puedeexistir en dicho rango de temperaturas entre GP yr¡,lo cual puede además confirmarse porque Tp yace en-tre los respectivos máximos de la región 2 en la figura1 a. De este modo se verifica que el tratamiento T.¡conduce a una microestructura doble en que coexistenlas fases .(¡' y '1).

Continuando se procedió a determinar las curvas detracción de las diferentes aleaciones sometidas a lostratamientos térmicos antes mencionados. Los resulta-dos se muestran en la figura 2. Se puede observar quela mayor tensión de tluencia corresponde a los especí-menes que contienen zonas GP para este tratamientotérmico particular (TI), sin embargo bajo estas condi-ciones el material toma muy poca acritud hasta su frac-

oCL¿ 240

tura. En el otro extremo se encuentran los especíme-nes que contienen solamente la fase (:-)(tratamientoT,). cuyo límite de fluencia es el más bajo. pero elgrado de acritud observado es el más alto entre loscuatro materiales en estudio. Una situación intermediaes observada en el material que contiene '1,' y '1, (T4)'

Estos resultados se pueden cotejar con la distribu-ción de las líneas de deslizamiento. luego de una de-formación unitaria rcal de un 8 %. la cu~al se ha elegi-do arbitrariamente; dicha distribución es representadaen forma de histogramas en que se grafica la frecuen-cia relativa de separación entre líneas versus la distan-cia de deslizamiento, midiendo la separación en 300líneas. Ellos se muestran en la figura 3, en que tam-bién aparece una micrografía típica de las distribucio-nes de deslizamiento que se ilustran en cada caso. Pue-de observarse que existe una tendencia a una mayorseparación de las líneas cuando se encuentran presen-tes solamente las zonas GP (Fig. 3 a). El material quepresenta la fase '1) posee! una distancia promedio entrelíneas más baja y una distribución ligeramente más ho-mogénea (Fig. 3 b). La menor separación y el más altogrado de homogeneidad se encuentra: en la aleaciónque presenta la fase 8' (Fig. 3c). El deslizamiento sehace muy inhomogéneo para la matriz que contiene lasfases -r;' Yr: (Fig. 3 d).

La comparación entre los resultados obtenidos delos ensayos de tracción con los histogramas anterioresse puede racionalizar cualitativame nte de acuerdo aconsideraciones que involucran la interacción entredislocaciones y partículas. Así con respecto al límite deflue ncia , éste depende de si las partículas son o no cor-tadas por las dislocaciones, existiendo un esfuerzo decorte unitario crítico que separa las dos situaciones; és-te viene dado por l;c = ¡;¡r/2bd [14] en que ¡ es laenergía de antifase , r el radio de la partícula, d su es-paciamiento y b el vector de Burger , de manera que si

160»->:

»<: ----~:.---__ o ----

T1---- T2---._.- T3----- T"

O 4 8 12 16 20 24

e'o

Vle(1)

t-

Deformación Unitario ReolFig. 2. Curvas de tracción !ucf!o de los difcrc ntcs tratamientos tér-

micos empleados.

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'"(a)

'-o 20ue'" 10::JUQJ

'-

:' 30

O 369distancia

12de deslizamiento (fA m)

:'~ 20 (b)QJ'-o 10u

,¡.

eQJ::Ju O'" 3 6 9'-- distancia deslizamien lo (fA m)

~ 30--.:ClJ

'- (c)20oue'" 10:::JUQJ.::

O 3 6

distancia de deslizamiento ()Am)~;~~ ,

~ 30 (d )

'"'- 20~ue 10'"::Ju

'"..::O

3 6 9 12 15 18 21 24distancia de deslizamiento (jJ<m)

Fig. 3. Histouramas de distribución de las líneas de deslizamiento,lu~go de una deformación unitaria real de 8 C¡' v microgra-fías electrónicas de barrido representativas de cada caso.a) . TI: 11) Te: e) T,: d) : TJ'

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las partículas no son cortadas, el esfuerzo unitario def1uencia ~o es menor que ~c. Si ~o excede a ~c las partí-culas son cortadas. Valores típicos de I indican queestas transiciones ocurren para radios de 10 nm [14 j.En la presente aleación las zonas GP son del orden de7,5 nm [7, 12, 15], los precipitados sernicoherentes 'r;'eincoherentes r, tienen tamaños aproximados de 10 nm[12, 13] Y 30 nm - 40 nm, respectivamente [2, 12], entanto que la fase f:) tiene un tamaño aproximado de 100nrn [7J. De este modo las zonas GP son cortadas porlas dislocaciones, las fases 'r; y e son sobrepasadas por'el mecanismo de Orowan y '1)' puede o no ser cortadaya que su tamaño yace en el límite de la transición.Estas simples consideraciones explican el mayor límitede f1uencia observado en la aleación sometida al trata-miento térmico TI'

La aleación sometida al tratamiento T3 presenta unlímite de fluencia inferior al material con tratamientotérmico T 2 debido al menor radio de las partículas eneste último, siendo ambas sobrepasadas por lasdislocaciones [16]. Cabe hacer notar que varios auto-res [17, 18) han verificado recientemente que el máxi-mo límite de f1uencia ocurre cuando coexisten GP, '1]' Y'r¡. Este caso no ha sido analizado, ya que el objetivodel presente estudio tiende básicamente aislar las di-ferentes fases preexistentes. .

En relación a la distribución del deslizamiento, elmaterial que presenta zonas GP muestra una tendenciaa la inhomogeneidad debido a que una vez que unapartícula es cortada produce un ablandamiento localen el plano de deslizamiento respectivo, el cual seacentúa a medida que se incrementa el número de dis-locaciones que cortan los precipitados, lo que a su vezse refleja en la ausencia de acritud de acuerdo a iosresultados observados. Por otra parte la creciente difi-cultad que experimentan las dislocaciones que sucesi-vamente sobrepasan una partícula conduce a la activa-ción de otros planos de deslizamiento a objeto de aco-modar la deformación plástica; esto trae como conse-cuencia que el deslizamiento sea más homogéneo yque la aleación tome acritud. Cuando están presenteslas fases .')' y'r¡ es factible que ambos mecanismos ope-ren simultáneamente, lo cual se refleja en la curva detracción, la que se encuentra en una situación interme-dia en lo que se refiere al límite de f1uencia y en laacritud ulterior que adquiere el material.

CONCLUSIONES

1. Mediante tratamientos térmicos selectivos v conla rápida ayuda de la calorimetría diferencial de barri-do es posible pre-cstablecer aisladamente los distintosprecipitados presentes en la secuencia de envejeci-

miento de la aleación, así como también obtener cier-tas combinaciones de ellos.

2. Los ensayos de tracción reflejan que el compor-tamiento mecánico característico de cada caso puedeexplicarse en base a simples modelos de interacciónentre dislocación-partícula.

3. La distribución de la deformación plástica re-fleja que la tendencia al deslizamiento homogéneo seincrementa por la presencia de fases más estables,siendo altamente aleatorio cuando se encuentran pre-sentes simultáneamente las fases 'r,' y 'r, constituyentes,de la secuencia de envejecimiento.

AGRADECIMIENTOS

Los autores agradecen al Servicio de DesarrolloCientífico, Artístico y de Cooperación Internacionalde la Universidad de Chile por el financiamiento deesta investigación (Proyecto L 997.823.5), como asi-mismo al Instituto de Investigaciones y Ensayes deMateriales, Facultad de Ciencias Físicas y Matemáticasde la Universidad de Chile por el financiamiento y porlas facilidades otorgadas para realizar este estudio.

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