tesis desarrollo de aleaciones eutécticas e

I N S T I T U T O

P O L I T É C N I C O

N A C I O N A L

ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS

DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA EN METALURGIA Y MATERIALES

“Desarrollo de Aleaciones Eutécticas e Hipereutécticas Al-Si Tratadas Térmicamente”

T E S I S

Que para obtener el título de:

INGENIERO EN METALURGIA Y MATERIALES

P r e s e n t a:

OMAR ADRIAN CORANGUEZ SARABIA

Director de Tesis:

DR. JOSÉ FEDERICO CHÁVEZ ALCALÁ

México, Distrito Federal, 2013

Se Agradece a:

A Ella. . .

A la Madre. . .

Al Padre. . .

Al Hermano. . .

Al Hermano. . .

Al Doctor. . .

A Miguel. . .

A Jacobo. . .

A Ellos y a los demás. . .

Esta Tesis está dedicada a la M a t e r i a que gracias a su transformación y deformación existe el esfuerzo y la

imaginación del ser humano.

ÍNDICE

ÍNDICE

RESUMEN ____________________________________________________________________ 1

I. INTRODUCCIÓN _______________________________________________________________ 3

2. MARCO TEÓRICO _____________________________________________________________ 7

2.1. GENERALIDADES _______________________________________________________________ 7

2.2. DIAGRAMA DE EQUILIBRIO AL-SI ____________________________________________________ 10 2.2.1. ALEACIONES HIPOEUTÉCTICAS _____________________________________________________________ 13 2.2.2. ALEACIONES EUTÉCTICAS ________________________________________________________________ 14 2.2.3. ALEACIONES HIPEREUTÉCTICAS ____________________________________________________________ 14

2.3. VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO Y SOLIDIFICACIÓN _________________________________________ 15 2.3.1. VELOCIDADES DE ENFRIAMIENTO ___________________________________________________________ 15 2.3.2. SOLIDIFICACIÓN ______________________________________________________________________ 16

2.4. TRATAMIENTO TÉRMICO __________________________________________________________ 16 2.4.1. TRATAMIENTO DE SOLUBILIZACIÓN _________________________________________________________ 18 2.4.2. TRATAMIENTO DE TEMPLE _______________________________________________________________ 19 2.4.3. ENVEJECIMIENTO ARTIFICIAL ______________________________________________________________ 19

2.5. CARACTERIZACIÓN DE ALEACIONES DE ALUMINIO _________________________________________ 20 2.5.1. MICROSCOPIA ÓPTICA (MO) ______________________________________________________________ 20 2.5.2. MICROSCOPIA ELECTRÓNICA DE BARRIDO (MEB) ________________________________________________ 21

2.6. COMPORTAMIENTO MECÁNICO _____________________________________________________ 21

3. DESARROLLO EXPERIMENTAL _____________________________________________________ 23

3.1. DESCRIPCIÓN GENERAL. ___________________________________________________________ 23

3.2. MATERIAS PRIMAS ______________________________________________________________ 24

3.3 PROCEDIMIENTO DE FUSIÓN Y MOLDEO ________________________________________________ 25 3.3.1 MOLDEO ____________________________________________________________________________ 26 3.3.2 FUSIÓN _____________________________________________________________________________ 27 3.3.3 CARACTERIZACIÓN _____________________________________________________________________ 28

3.2 TRATAMIENTO TÉRMICO ___________________________________________________________ 29

3.4 CARACTERIZACIÓN _______________________________________________________________ 29 3.4.1 MICROSCOPIA ÓPTICA (MO) ______________________________________________________________ 30 3.4.2 MICROSCOPIA ELECTRÓNICA DE BARRIDO (MEB) _________________________________________________ 30

3.5 COMPORTAMIENTO MECÁNICO _____________________________________________________ 31 3.5.1 ENSAYO DE TENSIÓN ____________________________________________________________________ 31

ÍNDICE 4. RESULTADOS Y ANÁLISIS ________________________________________________________ 32

4.1. EFECTO DE LA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO SOBRE LA MICROESTRUCTURA ________________________ 32

4.2 ALEACIÓN Al-12.6%Si EUTÉCTICA (A1): ______________________________________________ 36 4.2.1 CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL CON EL MICROSCOPIO ELECTRÓNICO DE BARRIDO_____________________ 39 4.2.2 COMPORTAMIENTO MECÁNICO _____________________________________________________________ 41

4.3 ALEACIÓN Al-20%Si HIPEREUTÉCTICA (A2): ____________________________________________ 42 4.3.1 CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL CON EL MICROSCOPIO ELECTRÓNICO DE BARRIDO_____________________ 44 4.3.2 COMPORTAMIENTO MECÁNICO _____________________________________________________________ 45

4.4 ALEACIÓN AL-20%Si-1.5%Fe-0.5%Mn (A3): ___________________________________________ 46 4.4.1 CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL CON EL MICROSCOPIO ELECTRÓNICO DE BARRIDO_____________________ 49 4.4.2 COMPORTAMIENTO MECÁNICO _____________________________________________________________ 51

4.5 DISCUSIÓN DE RESULTADOS ________________________________________________________ 52

CONCLUSIONES ________________________________________________________________ 54

REFERENCIAS _________________________________________________________________ 55

RESUMEN

RESUMEN

Las aleaciones de aluminio-silicio son de gran importancia e impacto en la fundición de piezas metálicas, debido a sus propiedades como la resistencia a la corrosión, bajo punto de fusión, excelente colabilidad, buena maquinabilidad, buen acabado superficial, bajo peso específico, buena conductividad eléctrica y térmica. Las propiedades de las aleaciones Al-Si no son sobresalientes, sin embargo a medida que el contenido de Si crece hasta un 13% se nota un aumento en la dureza y en la resistencia a la tracción en cambio decrece la ductilidad. Cuando el contenido de Si supera el 13% se presenta una marcada disminución del comportamiento mecánico general y la ductilidad se reduce, prácticamente a cero. Por lo tanto, el incremento de la ductilidad es hasta ahora un de las tareas más importantes en el diseño de las aleaciones Al-Si.

Las aleaciones Al-Si hipereutécticas, que se pueden considerar como compuestos (de matriz de Al con partículas reforzadoras de Si), comúnmente se les adicionan elementos como Cu, Mg, Fe, Zn además, refinadores de grano con el objetivo de provocar un endurecimiento por solución sólida y/o precipitación de partículas intermetálicas. Estas últimas pueden reforzar e incrementar la dureza y resistencia mecánica, controlando su dispersión y tamaño. Por otra parte, para contrarrestar la disminución de ductilidad en las aleaciones Al-Si es conveniente modificar la detrimental estructura del silicio eutéctico acicular y controlar el sobre crecimiento del silicio primario mediante; 1) la adición de modificadores de estructura (NaCl, Sr), 2) control de la velocidad de enfriamiento y 3) tratamientos térmicos de esferoidizacion.

El propósito de este trabajo es estudiar el comportamiento de las partículas precipitadas en aleaciones hipereutécticas Al-Si, solidificadas a diferentes velocidades y su efecto en las propiedades mecánicas, a fin de establecer la viabilidad de este tipo de aleaciones para su producción y aplicación a nivel industrial.

En este trabajo se estudiaron las aleaciones: (A1) Al-12.6%Si eutéctica, (A2) Al-20%Si hipereutéctica y (A3) Al-20%Si-1.5%Fe-0.5%Mn hipereutéctica. A esta última (A3) se le adicionó hierro (Fe) y manganeso (Mn) con el propósito de promover la formación de precipitados intermetálicos estables.

Las aleaciones se fundieron en un horno de gas y se colaron en tres moldes de diferente material: arena, hierro y cobre, con el fin de proporcionar tres diferentes velocidades de enfriamiento. Además, se utilizó un molde de cobre en forma de cuña para obtener un mayor perfil de velocidades de solidificación. Posteriormente se aplicó un tratamiento térmico de esferoidización para minimizar los efectos detrimentales del silicio eutéctico y mejorar las propiedades mecánicas de las aleaciones. Las muestras antes y después del tratamiento térmico fueron preparadas y analizadas por microscopía óptica. La aleación A3 se analizó adicionalmente por MEB (Microscopía Electrónica de Barrido) y EDS (Espectroscopia de Energía Dispersiva). Finalmente se evalúo el comportamiento mecánico de las aleaciones en base a ensayos de tensión-deformación.

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RESUMEN El aumento en la velocidad de enfriamiento provocó una disminución en el tamaño de las partículas de silicio (proeutéctico y eutéctico)y la disminución de la formación de compuestos intermetálicos. El tratamiento térmico causó una transformación del silicio eutéctico con su subsecuente esferoidización, obteniendo una mejor dispersión de éstos en la matriz. Como resultado del incremento de la velocidad de enfriamiento y la aplicación del tratamiento térmico de esferoidización la aleación A1 mejoró sus propiedades mecánicas presentando un comportamiento plástico, un elevado esfuerzo a la tensión y tenacidad. Sin embargo el hierro tuvo un efecto indeseable dado que fragilizó el material; aunado a ésto las grandes partículas de silicio endurecieron el material, haciendo que sus propiedades mecánicas fueran menores a las esperadas. De esta manera, se determinó que el hierro es un elemento que debe controlarse cuidadosamente para optimizar las propiedades de las aleaciones Al-Si.

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CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN

I. INTRODUCCIÓN El aluminio es uno de los elementos químicos más abundantes en la corteza terrestre encontrándose en una gran variedad de silicatos, su obtención es partir de una mena de Bauxita que involucra dos procesos distintos; el primero conocido como proceso Bayer el cual tiene como resultado alúmina pura (Al203). Luego de ser disuelta en un baño con criolita fundida (Na2AlF6) ocurre una reacción electrolítica que tiene como resultado aluminio y dióxido de carbono, este proceso es conocido como Hall-Héroult. La producción de aluminio a través de la industria del reciclaje ha venido imponiéndose como una fuente importante de obtención de aluminio, dado que refundir requiere sólo 5% de la energía necesaria para producir el mismo peso de aluminio primario de una mena de bauxita; el producto derivado de este proceso es llamado aluminio secundario el cual no contiene la misma calidad debido a que este producto posee mayor concentración de impurezas.

El aluminio es un metal que presenta una gran variedad de propiedades, su baja densidad y su resistencia a la corrosión lo hacen un metal muy solicitado en la industria. La producción de aluminio primario (proveniente de la reducción electrolítica) en Latinoamérica es de 28,119 toneladas desde el año 2000 al 2012, mientras que el mayor productor de aluminio es China con una cantidad de 112,451 toneladas; la gran diferencia del tonelaje producido entre estas dos regiones del mundo exhorta a impulsar la investigación y así poder optimizar los procesos de reducción y fundición aumentando la competitividad de la Industria Mexicana del Aluminio en el mundo.

En la industria aeronáutica, automotriz, etc. Existe una necesidad de ahorro de combustible y eficiencia de los motores, por ello se han ido reemplazando piezas hechas de hierro o acero por materiales de menor densidad, integrando la ligereza con propiedades mecánicas adecuadas para una correcta funcionalidad bajo esfuerzos y altas temperaturas; esto hace de las aleaciones de aluminio la mejor competencia de los aceros, los cuales poseen propiedades mecánicas reconocidas, haciéndolos el material más usado en la industria. Los usos del aluminio son presentados en la tabla 1, donde se muestra de manera representativa la distribución del uso del Aluminio en la industria de México en el año 2007. Estos datos fueron obtenidos en el portal de la Organización para la Cooperación y Desarrollo Económico (OECD):

Tabla 1. Consumo de Aluminio en diferentes sectores en México. [1] Sector %

Construcción 6% Transporte 38%

Industria Eléctrica 21% Bienes duraderos 9%

Embalaje 6% Maquinaria y Equipo 12%

Otros 8%

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CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN Las propiedades mecánicas del aluminio como un metal puro son reducidas cuando es sometido a esfuerzos mecánicos; por este motivo se ha incrementado la producción de aleaciones. La industria del transporte utiliza cerca del 38% del aluminio puro, para ello son agregados intencionalmente elementos aleantes que refuerzan la matriz de aluminio, otorgando a estos materiales propiedades como resistencia mecánica, cuando es expuesto a fuerzas de deformación. Estas aleaciones reciben el nombre de Aleaciones ligeras; término que comprende generalmente a las aleaciones de aluminio y magnesio porque estos elementos se han usado frecuentemente para reducir el peso de los componentes y estructuras. Sin embargo el titanio y berilio son dos elementos importantes que también son incluidos dentro de esta derivación de los materiales. Aunque se refieren a las aleaciones de aluminio como aleaciones ligeras, estos materiales poseen otras propiedades de consideración tecnológica, como la resistencia a la corrosión, la conducción térmica y eléctrica; lo que hace que estas aleaciones sean muy usadas en la mayoría de las grandes áreas económicas, la construcción, empaquetamiento, transportación y en la industria eléctrica como conductores eléctricos.

Las aleaciones de aluminio fabricadas por fundición son ampliamente usadas en la industria, siendo de gran importancia e impacto detrás de la producción de piezas férreas alrededor del mundo, radicando su uso en propiedades como la resistencia a la corrosión, relativo bajo punto de fusión, excelente colabilidad, buena maquinabilidad, un buen acabado superficial, bajo peso específico, buena conductividad tanto eléctrica como térmica. Sin embargo, el aluminio puro tiene propiedades mecánicas inferiores a las del acero y sus aleaciones; para que el aluminio pueda competir con la resistencia mecánica del acero es necesario agregarle una variedad de elementos de aleación Zn, Mg, Cu, Si, Fe, Li, Mn, Ni, Ag, Sn, Ti, entre otros. Dichos aleantes se adicionan con el objetivo de formar un endurecimiento, por solución sólida o precipitación de intermetálicos, siendo éste último el proceso donde las partículas podrían reforzar e incrementar la dureza y resistencia mecánica, controlando su dispersión y tamaño, factores que son determinados por la velocidad de enfriamiento, composición química, temperatura, tiempo de solubilización y envejecimiento; en donde el tratamiento térmico se enfoca más a la precipitación de intermetálicos estables. Un objetivo adicional es la modificación morfológica de las partículas de silicio eutéctico que poseen una forma de placas gruesas y aciculares, a una subsecuente subdivisión y esferoidización de la partícula de silicio. Esparza (2005) diseño una serie experimentos para conocer el impacto al variar la composición química, cinética de solidificación y tratamiento térmico en una aleación Al-Si-Cu teniendo como resultado “Una fuerte dependencia de las propiedades mecánicas con respecto a la refinación microestructural” [2]

En la industria de la fundición de aluminio en moldes, las aleaciones donde el silicio es el aleante principal, es la más importante tecnológicamente, dado que el Si aumenta la resistencia al desgaste y reduce el coeficiente de dilatación térmica, el cual es usado como émbolos de motores, sin embargo, su maquinabilidad es reducida, su buena colabiliadad lo hacen justo para piezas de moldeo complicado, a medida que la cantidad de Si se reduce éstas pueden ser bonificables, usadas también como paredes en la construcción de aparatos, máquinas y vehículos, ya que absorben las vibraciones, poseen buena soldabilidad, además de una gran resistencia a la corrosión; al ser un metal muy versátil las aleaciones de aluminio son muy comunes en la industria de la fundición. Como se muestra en los datos obtenidos

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CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN en el INEGI del año 2005 al 2010 México ha ido incrementando la producción y uso de las aleaciones de aluminio.

La aleación Al-Si consta simplemente de una reacción eutéctica a una temperatura de 577°C poseyendo una solubilidad parcial a 1.57%, la dureza de éste material se debe a las fases predominantes de Al y Si, de los cuales controlando la forma y distribución se obtienen materiales de interés industrial y comercial. Las aleaciones de aluminio - silicio varían de nombre en base al porcentaje de silicio o a su uso (silical, silumin, silafont, etc.) una forma común de clasificación es de acuerdo a la concentración de silicio: hipoeutéctica, eutéctica y hipereutéctica. Uno de los objetivos es el de evaluar los efectos que la composición química provoca en la microestructura y por ende en las propiedades mecánicas; manipulando las velocidades de enfriamiento, la morfología del silicio en diferentes concentraciones y la distribución de los intermetálicos que se generen. En un estudio anterior dirigido por Darvishi establece la importancia de las partículas en la matriz de aluminio “La razón por la que los intermetálicos que contienen hierro son detrimentales a las propiedades mecánicas es porque son más fáciles de fracturar bajo cargas de tensión que la matriz de aluminio o las pequeñas partículas de silicio (modificadas con manganeso)”[3]

El hierro es la principal impureza, la cual es detrimental para cualquier aleación de aluminio por la formación de fases en forma de agujas que aumentan la fragilidad; sin embargo un propósito de este trabajo fue comprender el efecto del hierro como elemento de aleación y cómo éste afecta de manera directa las propiedades mecánicas de la aleación de Al-Si. Para lograr el objetivo, se probará la solidificación en diferentes moldes: arena, hierro y cobre, se colarán lingotes de diferentes concentraciones (A1) Al-12.6%, Si (A2) Al-19%. Si y (A3) Al-19%, Si-1.5% Fe-0.5% Mn. A partir de éstos, se tomarán muestras para ser tratadas térmicamente y poder controlar el tamaño de las partículas de silicio y de hierro. En el sector industrial hay diferentes métodos para poder mejorar las propiedades mecánicas, pero los costos de producción aumentan significativamente, ésta es una de las razones por las que la investigación de las aleaciones de silicio puede desembocar en una mejora y reducción de la rentabilidad de los procesos de fusión y colada de este tipo de aleaciones.

El aluminio se ha introducido como un material versátil en la industria de la transformación, desde las envolturas (con propiedades anticorrosivas y elevada ductilidad lo hacen el material más apropiado) hasta en las cabezas de pistones, cumpliendo con las más estrictas normas de seguridad “La sustitución no se ha limitado a las cabezas de pistones, sino que se ha extendido al cuerpo del motor y se estudia la posibilidad de eliminar las camisas de las cámaras de combustión” [4] la investigación del aluminio y sus aleaciones han logrado la sustitución del hierro gris en la elaboración de motores de combustión, logrando que este material reemplace más piezas fundamentales en el funcionamiento de estos motores.

La importancia de la elaboración de las aleaciones de Al-Si radica en la investigación de los factores que impactan directamente en las propiedades mecánicas de dichos materiales, que ayudaran a la resolución de medidas preventivas y correctivas en los procesos de fundición y colada. Han sido trabajos de investigación tecnológica que han venido eliminando viejas usanzas en el procesamiento de

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CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN estas aleaciones, “Conviene señalar que las propiedades mecánicas son inferiores, en piezas fabricadas en moldes de arena respecto a las fabricadas en moldes metálicos, como consecuencia de la menor velocidad de solidificación”[5] el desarrollo de estos estudios también es importante para incrementar la industria de producción del Aluminio e ir desplazando materiales que resultan en la ineficiencia de motores “Las aleaciones Hipereutécticas Al-Si han sido consideradas para ser potenciales substitutos por el fundiciones de hierro, las cuales han sido usadas ampliamente como componentes resistentes al desgaste en la industria automotriz”[6] El estudio y desarrollo de esta investigación se basa en la necesidad de identificar y eliminar aquellos defectos que hacen de las aleaciones Al-Si un material duro y frágil, debido a los procedimientos de fusión, y colada en moldes que otorgan propiedades deficientes a este tipo de materiales “Las aleaciones Hipereutécticas Al-Si fabricadas por convencionales tecnologías de colada presentan baja tenacidad y pobre maquinabilidad dada por la formación de grueso silicio primario durante una lenta solidificación” [7]; sin embargo, si las variables de su proceso son controladas correctamente estas aleaciones pueden manifestar propiedades mecánicas adecuadas para ser puestas bajo cargas de tensión, estas variables han sido expuestas como muestra Ceschini (2009) “Varios estudios han demostrado que las propiedades a la fatiga de las aleaciones Al-Si de fundición son fuertemente influenciados por defectos de solidificación, inevitablemente introducidos durante el proceso de fusión, tales como, porosidad, y capas de óxido atrapadas. Otros características microestructurales, como SDAS, forma y distribución de la fase eutéctica de Si, así también la presencia de compuestos intermetálicos ricos en hierro, pueden también jugar un rol importante en el comportamiento mecánico.”[8].

La propuesta de este estudio es mejorar no sólo un tratamiento térmico sino las velocidades de solidificación, así como un control muy riguroso de la fusión; para poder obtener un resultado satisfactorio que cumpla con las necesidades de un material que sea tecnológicamente competente, conocer el impacto del silicio y el hierro en el aluminio y los principios que rigen las propiedades mecánicas de las aleaciones Al-Si.

La investigación directa de las diferentes Aleaciones de aluminio; traen como consecuencia una mejora en los procesos de producción, comprendiéndose más a fondo los fenómenos que ocurren en este tipo de aleaciones y haciéndolas más competitivas a nivel económico. Se debe resaltar la importancia que juegan los materiales en la industria, en la economía de México y del mundo, se ha demostrado la baja actividad que éste país muestra en la producción de aluminio y elaboración de otros materiales de interés tecnológico, la investigación no debe ser el fin sino el inicio de la actividad económica de cualquier país y sobretodo de los países en vías de desarrollo.

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CAPÍTULO 2. MARCO TEÓRICO

2. MARCO TEÓRICO

2.1. GENERALIDADES

En México la producción de Aluminio es escasa siendo uno de los países con una mínima cantidad de toneladas métricas generadas anualmente de aluminio primario (reducción electrolítica). La Figura 2.1 muestra la distribución de producción anual mundial, de acuerdo a The International Aluminium Institute; los valores colocan a China como el primer productor en el mundo con un tonelaje anual de 17.786 millones de toneladas, seguido de Norteamérica con 4.969, obteniendo un total 43.989 millones de toneladas en el mundo en 2011, en esta imagen se resalta la importancia del aluminio mundialmente.

Fig. 2.1 Total de toneladas producidas en el año 2011. [9]

La producción de aleaciones es el sector de la industria del Aluminio más importante tecnológicamente; y es en donde se consume más aluminio, debido a que se ha generado una avidez general de la industria por mejorar los rendimientos de estructuras y piezas mecánicas, se ha aprovechado la baja densidad del aluminio, sin dejar a un lado otras propiedades que hacen de éste un material muy importante en la ingeniería; en México se ha visto incrementada la producción de dichas aleaciones, donde el Instituto Nacional de Estadística y Geografía (INEGI) reporta 17,565 toneladas para el año 2010, como puede observarse en la gráfica de la Figura 2.2.

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Fig. 2.2. Total de toneladas métricas de aluminio producidas en el año 2010 en México, el Instituto Nacional de Estadística y Geografía. [10]

Comúnmente los procesos de vaciado del aluminio se realizan en moldes de arena o en moldes permanentes, los primeros son alimentados por gravedad, mientras que en los moldes permanentes es usada una baja presión por medio de un gas o aire para forzar el flujo del metal hacia el molde, también bajo una elevada presión por medio del proceso llamado “diecasting”. Existen varias ventajas sobre la fundición de aleaciones de aluminio y se basan en el grado de fluidez del metal fundido que permite una gran colabilidad, bajos puntos de fusión, baja solubilidad de gases excepto el hidrógeno, así como buen acabado superficial.

No obstante algunas desventajas que tiene son: porosidad típica y en consecuencia la disminución de las propiedades mecánicas, otros factores como el tamaño de grano, concentración de impurezas, y la velocidades de enfriamiento, además de una contracción entre 3.5% y 8.5% que ocurre durante la solidificación. Por ello debe haber un control en la preparación de estas aleaciones y se deben tomar medidas en el diseño del molde para lograr las dimensiones ideales y evitar esfuerzos residuales.

El aluminio primario posee impurezas que afectan su rendimiento, las cuales provienen de las menas de bauxita o durante el proceso de fundición ya sea en el uso de herramientas para la escorificación o en el trasiego del metal líquido a los moldes, las principales impurezas son el hierro y el silicio, las cuales se encuentran en mayor cantidad en otros elementos como: el cobre, zinc, vanadio y cromo.

El efecto de todas estas impurezas en una aleación lo describe Khalifa (2009) “Cuando la presencia de impurezas se traduce en la formación de cristales insolubles en la matriz de aluminio, el estado de dispersión de éstas y su distribución condicionan considerablemente la magnitud de los efectos”[11] esto es considerando que los elementos que se encuentran en la matriz se hallan inherentes en el material, pero estos elementos cuando se agregan en mayor proporción produce un efecto más acentuado en las propiedades mecánicas, es el caso de éste estudio, el cual se enfoca en la intervención del Si que es adicionado intencionalmente en diferentes porcentajes, controlando la dispersión y distribución en la matriz del aluminio.

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Dadas las normas de seguridad, el aluminio puro no cumple con las especificaciones mecánicas y su tenacidad es significativamente inferior. Se ha estudiado el efecto de las impurezas, ya que éstas modifican las propiedades físicas y mecánicas, y logran impactar directamente en el punto de fusión, haciendo que baje conforme la pureza disminuye, homólogamente la resistividad eléctrica disminuye; las partículas que endurecen la matriz de aluminio producen un efecto mayor a medida que el grado de pureza del material decrece y con ello la resistencia a la fatiga por flexión y el alargamiento, pero contrario a este efecto la resistencia mecánica y el límite elástico aumentan; cuando hay un incremento en el porcentaje de impurezas la resistencia mecánica a elevadas temperaturas es menor y su ductilidad aumenta, la resistencia a la corrosión aumenta al disminuir las impurezas, algunos de estos efectos se representan en las gráficas de la Figura 2.3.a, donde se muestra como las propiedades físicas se encuentran condicionadas por la pureza del aluminio.

Fig. 2.3. Efecto de la pureza del aluminio. a) Propiedades mecánicas del aluminio en función de su grado de pureza.[12] b) Influencia del contenido de Si sobre las propiedades mecánicas de la aleación L-214.[13].

El hierro y el silicio son las principales impurezas, la cantidad y morfología de cada uno de los precipitados formados por estos elementos afecta reduciendo o aumentado ciertas propiedades mecánicas como se mencionó anteriormente, ciertas impurezas tienden a formar precipitados termodinámicamente estables, algunas de estas poseen una morfología tal, que reducen significativamente la resistencia a la tensión; por la forma de estas fases o precipitados son iniciadoras de grietas y por ende fragilizan el material, la importancia de los estudios sobre estos temas han logrado alcanzar mayor entendimiento del efecto que causan los precipitados en las aleaciones, de forma representativa (ver Fig. 2.3b) se muestra la influencia del contenido de silicio en las propiedades mecánicas de una aleación Al-Si; observándose que a mayor cantidad de silicio la aleación va perdiendo su resistencia a la tracción, así como su límite elástico decrece, esto debido a que la estructura metalográfica consta mayormente de silicio primario, el cual a medida que se enfría va creciendo y endureciendo el material. “Una cantidad de estudios han reportado que las propiedades mecánicas de

(a) (b)

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Al-Si son afectadas fuertemente por las fases de Hierro, morfología del silicio, tamaño de grano y porosidad, las cuales están asociadas con la composición, modificación, desgasificación y rangos de solidificación de las aleaciones”.[14]

El control de los procesos de fundición y colada puede lograr adecuadas condiciones para que estos precipitados o intermetálicos que refuerzan la matriz de aluminio no sean prejudiciales y al contrario sean benéficos para el material. “Entendiendo en conjunto la nucleación, los mecanismos de crecimiento y algún conocimiento de la cinética de las fases durante la solidificación, siendo éstos los parámetros para optimizar la microestructura de las aleaciones ingenieriles para asegurar propiedades superiores de los productos de fundición en moldes”. [15] Esto es particularmente durante la reacción eutéctica en las aleaciones de fundición Al-Si, donde la morfología del Si eutéctico pueda fácilmente ser alterada si la nucleación y los mecanismos de crecimiento son manipulados a través de los cambios en la concentración y cinética de las impurezas de la reacción eutéctica. Es un hecho probado que la morfología del Si eutéctico juega un papel importante en las propiedades mecánicas.

Estos conceptos son esenciales para el entendimiento de los fenómenos que ocurren en las microestructuras de las aleaciones aluminio-silicio ya que determinan finalmente su comportamiento mecánico. El diagrama de equilibrio Al-Si, la velocidad de enfriamiento, tratamiento térmico, resistencia a la tensión, entre otros, son términos que deben comprenderse y que se describirán brevemente en esta sección.

2.2. DIAGRAMA DE EQUILIBRIO AL-SI

El diagrama binario Al-Si es un simple sistema que consta de un eutéctico donde las fases predominantes son el Al y Si, la solubilidad del silicio en la matriz de aluminio desciende como lo describe el diagrama de la figura 2.4a desde 1.3% a 550 °C, 0.8% a 500 °C, 0.29% a 400 °C, y 0.05 a 250 °C. El silicio posee una baja solubilidad en el aluminio (1.59%), descrita en la figura 2.4.b siendo la mayor parte silicio puro en una matriz de aluminio endureciendo la aleación, la forma de estas partículas en estudios previos son definidas como el factor más importante, limitando las propiedades finales de una aleación Al-Si. Aunque el hierro se mantenga en un contenido bajo, forma intermetálicos, los cuales actúan muchas veces como sitios de nucleación, dada la importancia del hierro se piensa en estas aleaciones como un sistema ternario Al-Si-Fe.

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Fig. 2.4. Sistema Al-Si. a) Diagrama de Equilibrio Al-Si [16]. b) Curva solvus del diagrama Al-Si [17].

El eutéctico del sistema se sitúa a una composición y temperatura que ha sido reportada en el rango de 11.7 – 12.5% (L = Al eu + Si eu) de silicio, sin embargo “la adición de ciertos elementos entre ellos el Na y Sr desplaza el eutéctico, así mismo el temple cambia el punto eutéctico a 17% de Si” [18] y solidifica a una temperatura generalmente aceptada de 577 °C. Son dos las formas en las que el silicio puede predominar en la matriz del aluminio: 1. Resultado de la precipitación por solución sólida, 2. Producida por la solidificación directa de la fusión eutéctica. “La mayoría de los métodos para refinar las partículas de silicio primario incluyen modificando con fósforo y un proceso de rápida solidificación, el anterior es bastante usado, pero sólo es efectivo cuando el silicio que contiene es menor al 30%. El segundo es menos utilizado debido al alto costo del proceso de solidificación rápida.” [19]

La estructura morfológica de las partículas de silicio, es una variable que se debe controlar ya que impacta directamente en las propiedades del material. Taylor (2007) propone otra forma para modificar la morfología del silicio precipitado “La morfología de los compuestos intermetalicos y del silicio eutéctico cambia cuando la aleación se trata a altas temperaturas y durante largos periodos de tiempo, por una serie de mecanismos, siendo el más aceptado la fragmentación y redondeo de las agujas de silicio”. Aunque el silicio puede ser visto como una impureza que proviene de las menas de bauxita, en este caso tiene un papel importante como un elemento aleante, así como el Fe, que contribuye a la fragilidad otorgada por la forma acicular de alargadas agujas. Este compuesto intermetálico formado es llamado regularmente fase β que actúa como concentrador de esfuerzos y generador de grietas, disminuyendo así la ductilidad de la aleación; pero su capacidad como agente de nucleación heterogénea de fases proveniente de la reacción eutéctica convierte de su adición una acción deliberada (en algunos casos), sin embargo, éste se mantiene en un límite de 0.6-0.7% de Fe de piezas coladas en moldes de arena o permanentes. Estas aleaciones varían comercialmente en su composición hipoeutéctica, eutéctica y no tan frecuente hipereutéctica de acuerdo al diagrama binario Al-Si.

(a) (b)

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Aunque el hierro es altamente soluble en el aluminio líquido y en sus aleaciones, tiene muy poca solubilidad en el sólido, tiende a combinarse con otros elementos para formar fases de intermetálicos de varios tipos. En ausencia de silicio, las fases dominantes que se forman son Al3Fe y Al6Fe, pero cuando el silicio está presente, las fases dominantes son Al8Fe2Si (conocida como fase α) y Al5FeSi (conocida como fase β). Otra fase común que se forma cuando el Mn está presente con silicio es Al15(Fe, Mn)3Si2, confusamente conocida como fase α. Esta fase tiende a formar en preferencia a la otra fase α cuando el Mn está presente.

Las fases de intermetálicos que contienen hierro son bastante evidentes entre las microestructuras de las aleaciones Al-Si, y pueden usualmente ser distinguidas bajo un microscopio por su forma dominante (morfología) y color. Las fases Al8Fe2Si y Al15(Fe, Mn)3Si2 llamadas fase α tienen una morfología de escritura cursiva pero la fase Al15(Fe, Mn)3Si2 también puede encontrarse más compacta en forma de bloque y a veces también como cristales poliédricos. Aunque la fase β tenga forma de placas en tres dimensiones, cuando se observa una imagen en dos dimensiones, las placas parecen agujas. La figura 2.5 muestra gráficamente la disminución de las propiedades mecánicas de la aleación L-214 conforme el aumento de la cantidad de hierro, ejerciéndose un efecto acentuado microestructuralmente como una fase perjudicial.

Fig. 2.5 Influencia del contenido de Fe sobre las Propiedades mecánicas de la aleación L-214. [20]

“El hierro es la principal impureza y en la mayoría de la aleaciones se trata de mantener en los niveles más bajos posibles económicamente. El límite usualmente está dentro de 0.6-0.7% Fe en moldes de arena y moldes permanentes. Dado su perjudicial efecto sobre la ductilidad y la resistencia a la corrosión, varios elementos son agregados para disminuir y corregir los efectos del Fe algunos de estos elementos son: Co, Cr, Mn, Mo, Ni. El hierro se encuentra usualmente en el Si eutéctico en forma de laminillas delgadas dispersas con las agujas de silicio, si hay más de 0.8% de Fe, aparecen cristales primarios de FeSiAl5, ocasionalmente cuando hay un contenido bajo de Si la fase Fe2SiAl5 posee una forma parecida a la “escritura china” esta misma forma puede aparecer cuando el contenido de magnesio es considerable. Cuando el manganeso es usado para corregir la fragilidad que la fase FeSiAl5

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otorga al material; se forma el precipitado (FeMn)3Si2Al15 el cual posee una morfología que la literatura ha referido como “escritura china” si la cantidad de éste más el hierro sobrepasa el 0.8%, los cristales de (FeMn)3Si2Al15 son primarios y aparecen como glóbulos hexagonales, estos no fragilizan la aleación pero si reducen la maquinabilidad por lo que la cantidad de manganeso debe ser controlada”. [21]

2.2.1. ALEACIONES HIPOEUTÉCTICAS

En una aleación de composición hipoeutéctica, no es esencialmente necesario una “modificación” para alcanzar niveles aceptables de ductilidad, dada la gran cantidad de aluminio primario que surge de la solidificación de la curva solvus, la “modificación” se lleva a cabo cuando es agregado sodio, el cual elimina la cristalización del silicio y desplaza el eutéctico hasta el 14% de Si, baja su temperatura y logra una mayor dispersión del silicio en forma fibrosa, mejorando su resistencia. Su solidificación se basa en tres teorías: 1) la nucleación en la pared y el crecimiento al frente opuesto al gradiente de temperatura, 2) la nucleación del eutéctico sobre las dendritas del aluminio primario 3) por último la nucleación del eutéctico sobre los precipitados en el líquido dendrítico. Sin embargo, es aceptado en estudios recientes que la primera etapa de la solidificación de las aleaciones hipoeutécticas comienza con la formación de del aluminio primario; mientras la temperatura se acerca a la reacción eutéctica; el eutéctico rico en aluminio nuclea sobre las dendritas de aluminio primario, resultando en el enriquecimiento de Si en el líquido interdendrítico, lo cual resulta en la segregación de partículas pequeñas de Si, éstas son usadas así como las partículas de la fase β, como sitios de nucleación del silicio eutéctico.

La Fig. 2.6 muestra la imagen de la microestructura de una aleación de composición hipoeutéctica con 0.3% de hierro, pueden observarse las agujas de fase β dispersa en sus límites de grano y grandes cristales de silicio.

Fig. 2.6 Aleación con 5% Si, 0.2% Fe (250X). [22]

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2.2.2. ALEACIONES EUTÉCTICAS

La composición eutéctica es formada en solución sólida, conteniendo un poco más de1% de silicio y visiblemente partículas duras de silicio puro como segunda fase, actuando como refuerzo de la microestructura; dicha evolución microestructural varía dependiendo de la velocidad de enfriamiento. Una lenta solidificación de la aleación sin modificar de Al – Si produce una microestructura gruesa y grandes agujas de eutéctico en una matriz de aluminio, donde el mismo eutéctico está compuesto de celdas individuales entre de las cuales las partículas de silicio parecen estar interconectadas; un rápido enfriamiento que proporciona un molde permanente de metal, refina la microestructura evidentemente y la fase de silicio presume una estructura fibrosa. Esta composición posee un alto grado de colabilidad por lo que tiene una gran aplicación para piezas de fundición de paredes delgadas. “La aleación eutéctica es la que mejores características ofrece desde el punto de vista de la técnica de moldeo”. [23]

La micrografía de la fig. 2.7 muestra una microestructura común de una aleación con 12% de Si correspondiente, según el diagrama binario Al-Si como eutéctica, se notan los glóbulos de silicio eutéctico modificado con sodio o fósforo ya sea el caso.

Fig. 2.7 Aleación con 12% Si, 0.3% Fe (250X).[24

2.2.3. ALEACIONES HIPEREUTÉCTICAS Con respecto a la solidificación de una aleación con mayor porcentaje de silicio (>13 %Si) también conocidas como hipereutécticas, son aleaciones con partículas grandes de silicio primario (proeutéctico) que afectan directamente la tenacidad reduciéndola. La solidificación inicia con la nucleación de silicio primario, la precipitación de los intermetálicos estables o inestables, como es el caso de la fase δ y finalmente el silicio eutéctico heterogéneamente sobre los precipitados.

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“La microestructura de la aleación hipereutéctica de Al – Si está compuesta de partículas primarias de silicio y una estructura eutéctica de α-Al y Si. La alta resistencia al desgaste de estas aleaciones es atribuida a la presencia de partículas duras de silicio (Si primario y eutéctico). Sin embargo, dada la formación de silicio primario en forma de bloques durante un proceso convencional, este grupo de aleaciones experimenta baja ductilidad y pobre maquinabilidad; el refinamiento del silicio primario es una forma efectiva forma de superar estas desventajas.” [25]

La figura 2.8 representa una aleación hipereutéctica con un porcentaje de 20% de silicio. Se pueden notar claramente los glóbulos de silicio eutéctico y gruesas partículas de proeutéctico.

Fig. 2.8 Aleación con 20% Si, (500X).

2.3. VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO Y SOLIDIFICACIÓN

2.3.1. VELOCIDADES DE ENFRIAMIENTO

Otro factor importante dentro la fundición de las aleaciones de aluminio vaciadas en moldes de arena o permanente, y que debe estudiarse con cuidado para tener un mejor entendimiento de la solidificación de estas aleaciones, es la velocidad de enfriamiento; la cual es controlada con diferentes tipos de moldes: arena (0.95-1.41°C/s), hierro (2.9-4°C/s), cobre(10.8-190°C/s) y la cual repercutirá en la calidad del lingote; velocidades rápidas de solidificación conlleva a un mayor refinamiento del espacio de los brazos interdendríticos lo que evita la microsegregación en dichos espacios, el tamaño de los compuestos intermetálicos se reduce (con mayor importancia la fase β), así como el tamaño de grano es más fino y más homogéneo; las velocidades de enfriamiento tienen un impacto directo en la formación de la fase β, “una baja velocidad de enfriamiento favorece la precipitación de la fase β sólo en algunos planos cristalográficos. Por otro lado la fase α (FeMn)3Si2Al15 con su morfología de escritura china ocurre cuando la velocidad de enfriamiento es suficientemente alta” [26]. Mondolfo (1990) establece que una velocidad aproximada de 0.8°C/s contribuye a la formación de la fase detrimental.

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2.3.2. SOLIDIFICACIÓN

“Durante la solidificación debe controlarse la rapidez de enfriamiento. Una velocidad de enfriamiento lenta producirá un espaciamiento dendrítico secundario (EDS) muy grande, mientras que una velocidad rápida producirá una microestructura extremadamente fina, es decir, un EDS pequeño y contribuirá en la disminución de la concentración de la fase eutéctica. Entre más fino sea el EDS las propiedades mecánicas de la pieza serán mejores. También mejor respuesta a los tratamientos térmicos y tienen coeficientes de expansión térmica más uniformes, lo cual incrementa la homogeneidad del material. La reducción del EDS depende también de tiempos de solidificación cortos y altos gradientes de temperatura.” [27]

Aún cuando la pureza del aluminio sea alta, y teniendo un estricto control en la manufactura de las aleaciones Al-Si el hierro sigue siendo una impureza común y de gran impacto, es por ello que el sistema debe pensarse como un sistema ternario con una reacción eutéctica cuyos producto son: L= αAl

+ β + Sieut la solidificación de las fases serían de acuerdo a la teoría propuesta por Shankar (2004) donde la nucleación de las fases eutécticas en las aleaciones de aluminio es la siguiente: durante la solidificación, las fases de aluminio primario se forma como dendritas a la temperatura Liquidus de la aleación, esto es seguido por la evolución de una fase secundaria (fase β) a una temperatura por debajo de la Liquidus dependiendo de la concentración hierro. A la temperatura del eutéctico, y bajo una velocidad de enfriamiento de 0.4 – 0.8°C/s, el silicio eutéctico nuclea sobre la fase secundaria β en el campo de soluto de las dendritas de aluminio en crecimiento, una vez nucleadas, el silicio eutéctico crece como hojuelas dentro del líquido eutéctico. El líquido alrededor de las hojuelas de silicio eutéctico se enriquecen con aluminio a la vez que se empobrecen de silicio; consecuentemente, el aluminio eutéctico nuclea y crece en las orillas y en las puntas de las hojuelas de silicio eutéctico. Finalmente, las dendritas de aluminio dejan de crecer por el choque del crecimiento de los granos de aluminio eutéctico.

2.4. TRATAMIENTO TÉRMICO

Un tratamiento térmico refiere al conjunto de calentamientos y enfriamientos controlados de metales en estado sólido los cuales tienen consecuencias en su microestructura modificando la morfología y distribución de sus fases y por ende las propiedades mecánicas también cambian. Un tratamiento térmico en las aleaciones de aluminio no posee el mismo fin que en un acero (transformación cristalina) en éstas el tratamiento está principalmente dirigido y se basa en la precipitación de fases que endurezcan o que otorguen resistencia a la matriz de aluminio, la subdivisión de las agujas de la fase β así como las fases de Si. Un tratamiento puede elevar las características mecánicas aumentando su plasticidad y el alargamiento sin pérdida de la resistencia mecánica.

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“El tratamiento térmico en las aleaciones de aluminio generalmente consiste en un tratamiento de solubilización, temple y envejecimiento artificial, aunque algunas veces el temple y el tratamiento de solubilización pueden eliminarse, el enfriamiento rápido en un molde permanente puede asegurar endurecimiento”[28]. Sin embargo, un subsecuente tratamiento térmico a los perfiles vaciados prefabricados se ha vuelto necesario, para poder homogeneizar a una alta temperatura y reducir la segregación, remover el estado en desequilibrio de las preformas y así aumentar su resistencia pero más importante lograr la precipitación de intermetálicos que refuercen la matriz; esta respuesta al tratamiento de solubilización fue gracias a la sobresaturación de su red por el tratamiento de temple.

El control de la temperatura es importante para proporcionar una homogeneización correcta aún a lentos rangos de calentamiento, promoviendo así la precipitación de compuestos uniformes y una adecuada dispersión; necesaria para el subsecuente tratamiento de solubilización. La precipitación de intermetálicos es un factor que condiciona el desempeño de la piezas, sin embargo, se ha establecido que el propósito del tratamiento térmico no sólo está dirigido a la precipitación de fases, sino que estos calentamientos también afectan de forma directa la estructura de las partículas de silicio provenientes de la reacción eutéctica que durante el tratamiento térmico, su morfología es modificada: fragmentándolas y esferoidizandolas. Lo cual como se ha dicho anteriormente es de mayor impacto en las propiedades mecánicas que el refinamiento del tamaño de grano. Este fenómeno es explicado brevemente por Taylor (2007) la morfología de los compuestos intermetálicos y del silicio eutéctico cambia cuando la aleación se trata a altas temperaturas y durante largos periodos de tiempo, por una serie de mecanismos, siendo el más aceptado la fragmentación y redondeo de las agujas de silicio.

Baile (2005) realizó un estudio sobre el comportamiento de las partículas de silicio cuando éstos son expuestos a una serie de calentamientos y enfriamientos controlados, estableciendo una serie de etapas en donde el silicio sufre un cambio en su estructura, efectuándose en las tres etapas del tratamiento térmico: disolución, temple y envejecimiento. La modificación de su estructura consiste en tres etapas donde en particular el silicio eutéctico sufre una división y una posterior esferoidización, estas etapas se describen a continuación:

“La primera etapa actúa en los puntos con mayor energía libre. Los contornos o aristas vivas de los cristales aparecen redondeados después de la subdivisión, debido a la redisolución parcial del silicio eutéctico” 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 °C, la evolución es más rápida. Los cristales de silicio primario tienden a disolverse. Parece tratarse siempre de un proceso de disolución por zonas activas.

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La segunda etapa consiste en el crecimiento de las partículas de silicio; en esta etapa se logra una distribución homogénea de las partículas debido a que unas partículas crecen a expensas de otras; como etapa final las partículas tienden a una forma más estable “. . .que es la esférica; la etapa de esferoidización se superpone a la de crecimiento, sin una separación clara”, ya que estas aleaciones no son tan susceptibles a la precipitación de elementos, el aumento de las propiedades mecánicas se basan claramente en el fenómeno de esferoidización de las partículas de silicio, en la figura 2.9 se ejemplifica el proceso de división y esferoidización del silicio eutéctico.

Fig. 2.9 Evolución de las partículas de Si eutéctico a) Estructura sin modificar. b) Subdivisión de las partículas. c) Esferoidización y Engrosamiento de las partículas. d) Estructura final. [29]

2.4.1. TRATAMIENTO DE SOLUBILIZACIÓN

“En condición de colada los elementos formadores de precipitados se encuentran normalmente en la solución sólida α rica en aluminio, formando fases eutécticas, precipitados o compuestos intermetálicos generados durante la solidificación. Por lo que el propósito principal del tratamiento de solubilizado, es el de disolver las fases constituyentes y enriquecer a la solución sólida α en estos elementos de aleación.” [30]

El propósito de este tratamiento, es de manera precisa obtener una disolución de los elementos de aleación, es necesario llevar la pieza a una temperatura donde una sola fase este presente. ”Una temperatura excesivamente baja no solubiliza adecuadamente el elemento endurecedor y, por lo tanto, conduce a valores bajos también de las propiedades mecánicas del material, en estado bonificado. Por el contrario, una temperatura elevada, aunque sea de sólo unos pocos grados por encima del intervalo prescrito, pueden dar lugar a la fusión parcial del material por rebasarse la temperatura de los posibles eutécticos”[31]

En resumen el tratamiento de solubilización tiene por objetivo: la homogenización de la microestructura, la esferoidización de las fases (silicio eutéctico) y como propósito principal el disolver las fases.

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2.4.2. TRATAMIENTO DE TEMPLE

Como parte final del tratamiento de solublización es necesaria la aplicación de un tratamiento de temple; dado que a media que se enfría una pieza, la solubilidad de los componentes disminuye y el temple ayuda a retener grandes concentraciones de soluto obteniendo una matriz saturada.

La sensibilidad al temple no es muy acentuada, el mayor impacto lo tiene en las aleaciones con mayor contenido de silicio, el temple en agua caliente o aceite reduce los esfuerzos residuales. También deben tenerse consideraciones al tiempo de extracción de la aleación al baño, ya que debe ser muy corto, para evitar precipitaciones prematuras.

“Un rápido enfriamiento desde el líquido, aumenta la solubilidad hasta el 16% Si” [32] el cual se lleva a cabo después del tratamiento de solubilización a temperatura ambiente, los lingotes se enfrían bruscamente, con el propósito de sobresaturar la solución sólida, y prepararla para el subsecuente tratamiento.

“Si la aleación se templa después de la puesta en solución, se obtiene una solución metaestable, sobresaturada de soluto, con los átomos de soluto colocados de manera aleatoria en nudos de la red cúbica centrada en las caras del aluminio, formando una solución solida substitucional después de la puesta en solución (generalmente entre 300 y 550°C dependiendo de la aleación)” [33]

2.4.3. ENVEJECIMIENTO ARTIFICIAL

Una vez templada la pieza, es expuesta a un subsecuente tratamiento de endurecimiento por precipitación llamado envejecimiento artificial; dado que el material se encuentra en un estado inestable eventualmente los constituyentes precipitarán por precipitación natural, sin embargo este procedimiento es demasiado lento, el envejecimiento artificial consiste en someter la pieza a una temperatura constante por debajo de la curva solvus causando la fina dispersión de los intermetálicos. La descomposición controlada de la solución sólida sobresaturada de los elementos de aleación en el aluminio durante el tratamiento, ocurre a través de tres etapas principales de precipitación al incrementar la temperatura y el tiempo de calentamiento [34].

“La primera inicia con la formación de la zonas Guinier-Preston (GP), las cuales pueden transformarse en una fase de precipitados de transición precipitados intermetálicos, (segunda etapa) y después de una o más transformaciones estos pueden formar una fase terminal estable, es decir precipitados de equilibrio, en una tercera etapa.” [35]

“Cuando ciertas aleaciones de aluminio se mantienen a temperaturas inferiores a 250°C, después de ser templadas desde altas temperaturas (350°C o más), aumenta su resistencia mecánica” [36]

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Por lo general, “los valores más elevados del límite elástico y de la resistencia a la tracción corresponden en una determinada aleación, al envejecimiento artificial; por el contrario, el envejecimiento natural conduce a un valor mayor del alargamiento y por tanto ductilidad.”[37]. Por fines prácticos y cuyo producto son intermetálicos metaestables que dan resistencia mecánica a altas temperaturas, el envejecimiento artificial es el tratamiento más usado en la industria.

El aluminio es una material muy suave y la razón por la cual, la aleación con otros elementos produzca materiales bastante resistentes, consiste en que estos responden al endurecimiento por precipitación. La principal característica que una aleación debe tener para ser candidatos a esta forma de endurecimiento es que contengan una curva de solubilidad que decrezca conforme a la temperatura; éste último tratamiento básicamente consiste en descomponer la solución sobresaturada proveniente de temple, y lograr precipitados estables y finamente dispersos, en este caso la temperatura debe ser intermedia y no tan controlada como en el primer tratamiento.

“El endurecimiento por envejecimiento se debe a la formación de los precipitados coherentes con la matriz, a partir de esta solución sobresaturada. El endurecimiento de las aleaciones de aluminio a temperatura ambiente o por envejecimiento artificial, resulta de una descomposición secuencial de la solución sólida α y de un progresivo en soluto de esta última.”[38]

“En general el envejecimiento en varias etapas permite el control de los precipitados causantes del envejecimiento, incrementando su número, reduciendo el tamaño de los mismos y provocando una distribución más homogénea.” [39]

2.5. CARACTERIZACIÓN DE ALEACIONES DE ALUMINIO

2.5.1. MICROSCOPIA ÓPTICA (MO)

La microscopia óptica es un método muy útil cuando se trata de examinar la microestructura de un metal de forma cualitativa. Un microscopio óptico es usado para revelar las propiedades microestructurales, como límites de grano, donde se requiere de un aumento aproximado menor que 2000X. En este método de identificación de fases es necesario pulir y atacar con ácido (Nital) la superficie de la probeta para poder observar las estructuras con el microscopio, con el cual se pueden identificar la forma de las fases así como otros elementos que son muy útiles para conocer la integridad de un material, “La microestructura de la aleación se describe identificando los tipos de fases presentes y describiendo sus distribuciones de forma y tamaño. La herramienta más útil en la caracterización de microestructuras es el microscopio óptico”. [40]

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2.5.2. MICROSCOPIA ELECTRÓNICA DE BARRIDO (MEB) Debido a los límites que la microscopia óptica implica, se han desarrollado más técnicas de caracterización que han servido para complementar la investigación de la microestructura de los materiales “Estos microscopios dan al metalurgista un medio de caracterizar microestructuras en detalles mucho más finos que lo que es posible con el microscopio óptico” [41]. Su funcionamiento se basa en la captación de electrones que inciden la superficie de la muestra, “al mismo tiempo, se traza un patrón de rastreo en sincronía sobre un tubo de rayos catódicos (TRC). Los electrones de baja energía son expelidos desde la superficie de la muestra por el haz de electrones, siendo la intensidad una función entre el haz y la superficie local de la muestra.” [42], debido a los rayos X producidos por el haz de electrones, es posible identificar la composición química de los elementos en las fases “Comparando la intensidad de la radiación característica de un elemento en una partícula con modelos, se puede determinar cuantitativamente la cantidad de elemento presente en dicha partícula. Con esta técnica es posible determinar la composición de regiones tan pequeñas como son unas pocas micras (µm). Esta técnica es particularmente útil para determinar las variaciones de la composición química en una microestructura dada e identificar las diferentes fases en una microestructura.” [43]

2.6. COMPORTAMIENTO MECÁNICO

Las propiedades mecánicas, son un resultado de la concentración de silicio, la figura 2.10 muestra gráficamente el incremento de la resistencia a la tensión y su dureza, así mismo se observa la disminución de su elongación, cuando la concentración de silicio aumenta.

Fig. 2.10 Propiedades mecánicas de las aleaciones Al-Si, en función del contenido de silicio. [44]

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Dado que el silicio sin disolver y el magnesio disminuye la densidad, la expansión térmica es disminuida substancialmente así como la contracción en la solidificación, una conductividad térmica de orden de 1.2-1.6x10-2 W/m/K. La conductividad eléctrica depende de la cantidad de silicio en solución, otros elementos que también afectan esta propiedad son: el cobre, magnesio, manganeso, cromo, titanio, zirconio.

La susceptibilidad magnética es ligeramente reducida por el silicio, cobre, magnesio, pero depende generalmente de la cantidad de manganeso. El incremento del silicio aumenta la resistencia a expensas de la ductilidad, pero si esta aleación es modificada con sodio produce un incremento de la resistencia, siendo el aumento de la ductilidad considerable. El hierro puede aumentar la resistencia, pero disminuye dramáticamente la ductilidad, especialmente en altos contenidos y si no es corregido por el manganeso o cobalto (siendo este último el mejor corrector del hierro ya que este no se combina con el silicio).

La resistencia a la fatiga es bajo sobre todo si el silicio se encuentra sin modificar o si esta esferoidizado aunque el cobalto y el manganeso pueden incrementarla. La fluidez de estas aleaciones es excelente, encontrando su máximo en la composición eutéctica, aunque la mayoría de los demás aleantes la disminuyen. Así como su colabilidad demuestra ser buena, esta no corresponde a la mayor cantidad de silicio presente en la aleación, sino de la cantidad de silicio eutéctico que corresponde a aleaciones donde más del 20% y menos del 90% de silicio eutéctico. Aunque no es fácil deformar las aleaciones Al- Si pueden ser laminadas, roladas, forjadas y extruidas. En la tabla 2 se resumen algunas propiedades físicas de dos aleaciones de diferente concentración de silicio: hipoeutéctica (Si5) e hipereutéctica (Si13), pudiendo observar la variación con respecto al silicio en su matriz.

Tabla 2 Principales propiedades físicas de las aleaciones Al-Si [45]

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CAPÍTULO 3. DESARROLLO EXPERIMENTAL

3. DESARROLLO EXPERIMENTAL

3.1. DESCRIPCIÓN GENERAL.

La secuencia experimental seguida se muestra esquemáticamente en la Fig. 3.1. El desarrollo de este trabajo se inició con la fusión en un horno de gas de diferentes aleaciones aluminio-silicio. Se utilizó aluminio comercial 99.6% de pureza, para lograr las composiciones de las siguientes aleaciones Al-12.6Si, Al-20Si y Al-20Si-1.5Fe-1.5Mn (en %peso) y se nombraron A1, A2 y A3 respectivamente, la aleación A1 corresponde a la composición eutéctica y la aleación A2 a la hipereutéctica con 20% de silicio de acuerdo al diagrama binario Al-Si; la aleación A3 trata de una composición hipereutéctica con un contenido de hierro mayor a los estándares.

Para obtener diferentes velocidades de enfriamiento las aleaciones de aluminio fundidas fueron coladas en diferentes moldes rectangulares, escalonados y de cuña, los cuales fueron construidos de arena, hierro y cobre; tomando en cuenta sus diferentes velocidades de extracción de calor. Una vez obtenidas las probetas fueron analizadas con el espectrómetro de emisión óptica (OES) para conocer la composición química alcanzada con el correcto proceso de fusión. Los lingotes fueron tratados térmicamente con un proceso llamado en la literatura como “Bonificado”, que consiste en un calentamiento en un horno seguido de un enfriamiento en aceite y posteriormente calentados a una temperatura debajo de la eutéctica. Las probetas fueron caracterizadas con el Microscopio Óptico (MO), consecutivamente fueron analizadas con el Microscopio Electrónico de Barrido (MEB) usando la técnica de análisis puntual Espectroscopia de Energía Dispersiva (EDS) para la caracterización de las fases.

Fig. 3.1. Diagrama del Proceso de Experimentación

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Para alcanzar los objetivos de este trabajo y conocer las propiedades mecánicas, las aleaciones fabricadas y procesadas fueron sometidas a pruebas de tensión-deformación en una máquina universal de pruebas: para esta etapa las muestras fueron maquinadas de acuerdo con la norma ASTM E8 / E8M - 11 Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Material para probetas de tensión rectangulares.

3.2. MATERIAS PRIMAS

Con el propósito de conocer la composición química del aluminio usado para desarrollar esta experimentación, éste fue analizado con el Espectrómetro de Emisión Óptica. Los resultados se muestran en la tabla 3:

Tabla 3 Composición química (%peso) del lingote de aluminio. Al Si Fe Cu Mn Mg Zn 99.6 0.0036 0.286 0.0095 0.0035 0.0040 0.0093 Cr Ni Ti Be Ca Li Pb 0.0010 0.0050 0.0071 0.0001 0.0133 0.0001 0.0025 Sn Sr V Na Bi Zr B 0.0135 0.0001 0.0036 0.0031 0.0050 0.0020 0.0005 Ga Cd Co Ag Hg In 0.0154 0.0010 0.0030 0.0010 0.0030 0.0100

El hierro y el silicio son las impurezas más significativas y los elementos que más impactan en las propiedades mecánicas; es por ello que tener el conocimiento y control de la composición química de la que se parte es muy importante.

Las tres aleaciones seleccionadas para este estudio se prepararon en una carga de 500 g; las materias primas se distribuyeron de acuerdo al tipo de aleación, como se representa en la tabla 4.

Tabla 4 Carga para la elaboración de las aleaciones maestras.

Muestra Al Si Fe Mn

A1 441.5 g 58.5 g – – A2 400 g 100 g – – A3 388.75 g 100 g 7.5 g 3.75 g

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En cada fusión se utilizó un fundente comercial para aluminio, que se agregó a la carga en una cantidad de 6g, con el fin de producir una capa delgada de protección “Son materias protectoras repartidas sobre la superficie del baño en fusión para evitar su contacto con el aire y gases del ambiente” [46], así como 2,14g de Al-Ti-B como refinador de grano “Titanio y Boro son a veces agregados como refinadores de grano, aunque en estas aleaciones no es tan importante, porque las propiedades son principalmente controladas por la cantidad y estructura del silicio”[47]; y finalmente 2,5g de hexacloroetano para desgasificar la aleación fundida y reducir la absorción de hidrógeno debido a que a medida que aumenta la temperatura del baño liquido la solubilidad del hidrógeno es mayor e inversamente el hidrógeno es atrapado mientras disminuye la temperatura; solidificando con porosidad en el material, fragilizándolo (véase Figura 3.2).

Fig. 3.2. Solubilidad del hidrogeno en la aleación[48].

La cantidad de manganeso agregada es usada para contrarrestar los efectos del hierro como impureza, basándose en la reducción de la formación de la fase fragilizadora llamada β. Esta reducción es de acuerdo a la formación de la fase α (FeMn)3Si2Al15 más estable, cuya forma de “escritura china” no es detrimental para la aleación. La cantidad de hierro es agregado debido a que la formación de intermetálicos endurecen el material aumentando su resistencia al desgaste. El silicio es el principal elemento aleante en esta investigación y tal vez la aleación más importante del aluminio.

3.3 PROCEDIMIENTO DE FUSIÓN Y MOLDEO Mondolfo (1990) “La fundición de piezas es el principal uso de las aleaciones de Al-Si” debido a esto se debe tener un estricto control del proceso de fusión y moldeo. Los procesos más comunes usados son: moldeo en arena, molde permanente y el proceso a base de presión llamado die casting “Aparte de la baja densidad, las ventajas especiales de las aleaciones de aluminio para la fundición son la relativa baja temperatura de fusión, la insignificante absorción de todos los gases excepto del hidrógeno, y una buen acabado superficial que es alcanzada usualmente con los productos finales” [49]

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3.3.1 MOLDEO

Debido a que las aleaciones Al-Si, se requiere obtener adecuadas propiedades mecánicas, es necesario controlar la solidificación y por ende la velocidad de enfriamiento, para esta investigación se usaron moldes de diferentes materiales que son: arena, hierro y cobre, con esto se pretende variar la extracción de calor de la pieza vaciada y con ello regular la velocidad de enfriamiento, así mismo esto repercutirá en su microestructura que más adelante será caracterizada.

El molde de cobre cuyas dimensiones son: 1” de espesor y una base de 3/8”, unidos con tornillos de 11/16”; para la colada entre las placas se utilizó fibra cerámica para evitar la salida del material fundido, la velocidad de enfriamiento de este molde sería de 50°C/s hasta 180°C/s este tipo de molde conlleva a un mayor afino del grano. Se usó dentro del molde cobre una estructura más para obtener una muestra en forma de cuña (ver figura 3.3) la cual mostró de forma representativa la evolución del refinamiento del grano y las partículas de silicio con respecto a la velocidad de enfriamiento.

Fig. 3.3 Diagrama de la cuña.

En el molde de arena en verde la velocidad de enfriamiento estará en el rango de 1°C/s a 8°C/s, las dimensiones de las piezas moldeadas son: de 10cm de largo y 1cm. “Dado que el moldeo en seco son rígidos y se oponen por lo tanto a la contracción del material colado, lo cual en el caso de las aleaciones de aluminio, puede conducir al agrietamiento en caliente del metal” [50] el moldeo en verde posee ventajas, tales como: la dispersión de calor debido a la humedad que contiene, además de ser más económico.

El molde de hierro gris consiste en una lingotera, éste pretende obtener velocidades de 14°C/s a 20°C/s. El propósito de esta tesis es evaluar las diferentes tipos de velocidades de enfriamiento y conocer el impacto en las propiedades mecánicas de las aleaciones Al-Si.

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3.3.2 FUSIÓN

“Las aleaciones de aluminio se vacían para obtener lingotes que, posteriormente, se someten a otros procesos de transformación, o directamente a piezas moldeadas” [51], dentro de la técnica de fundición de cualquier metal se distinguen tres etapas muy importantes las cuales son, la fusión, tratamiento del baño y la colada. En esta sección de esta investigación, la fusión se llevó a cabo en dos partes, la primera fusión fue para la preparación de las aleaciones maestras, logrando la composición química de las aleaciones A1, A2 y A3 y consecutivamente fueron refundidas y coladas en los moldes de cobre, en el de hierro y arena.

La preparación de aleaciones maestras como muestra la figura 3.4 se consiguió usando un crisol de carburo de silicio bajo una flama neutra – oxidante en un horno de gas a una temperatura de 850°C. La mayoría del hidrógeno en forma de porosidad en el material solidificado se adquiere durante la fusión proveniente de la humedad tanto el material y el crisol los cuales deben ser precalentados anteriormente a la colada.

Fig. 3.4 Fusión de las aleaciones maestras.

Para la medición y posterior control de la temperatura se utilizó un termopar tipo k instrumento pirométrico, se agregó el fundente “Resulta conveniente fundir de tal forma que la superficie de contacto del baño liquido con el aire sea reducida, y también, en ocasiones, utilizar como cobertura fundente adecuados” [52], se retiró la escoria, al baño líquido se agregó el silicio metálico en pequeños trozos de acuerdo a la composición de la aleación se agrega la cantidad de hierro y manganeso.

El desgasificante se adicionó al fondo del crisol; se retiró la escoria y se tomó temperatura, a una temperatura de 700°C se agrega el refinador de grano y se quita la escoria una vez más. Cuando se alcanza una temperatura de 660°C se vacía en el molde de cobre, la temperatura de colada es muy importante y no debe bajar de ciertos límites para aprovechar la excelente colabilidad de estas aleaciones sobre todo en la composición eutéctica.

Para las subsecuentes fusión y colada de las aleaciones A1, A2 y A3 se utilizó el mismo material el lingote de la aleación maestra obtenidas anteriormente; se refundió a 700°C y se vació a una

27


temperatura de 660°C en los moldes de arena, hierro gris y cobre (véase la fig. 3.5), debe considerarse que la repetida fusión es una forma de incorporación de una mayor Si y Fe al baño el cual proviene del uso de herramientas sin protección.

Fig. 3.5 Vaciado de las aleaciones maestras en los moldes.

3.3.3 CARACTERIZACIÓN

Tomando una muestra representativa la composición fue verificada con el espectrómetro de emisión óptica, en la tabla 5 se representa de manera cuantitativa los porcentajes de los elementos presentes en las aleaciones.

Tabla 5 Composición química (%peso) de las aleaciones maestras. Muestra Si Fe Mn Al

A1 12.9 0.213 0.0035 Balance

A2 19.8 0.223 0.0056 Balance

A3 19.6 1.3 0.58 Balance

Los porcentajes de la tabla 5 muestra que tanto en la aleación A1 y A2, los porcentajes de hierro se mantuvieron lo más bajo posible como menciona Mondolfo (1990) hasta un límite de 0.7% Fe, mientras que en la aleación A3 se consiguió un valor optimo cuyo valor muestra una diferencia mínima al esperado.

28


3.2 TRATAMIENTO TÉRMICO

El objetivo del tratamiento se basa en la homogeneización de la microestructura del material, sin embargo para una aleación de aluminio consiste preferentemente en la precipitación de intermetálicos estables “El propósito principal de este tratamiento es el obtener completa solución de los elementos de aleación”[53] aunado a la disolución de los elementos y dado que no se llevó a cabo una “modificación” del silicio eutéctico con fósforo o sodio, este tratamiento permite la fragmentación y esferoidizacion del silicio, el cual impacta directamente en las propiedades mecánicas “La función del tratamiento térmico es desarrollar un balance deseado de las propiedades mecánicas requeridas para un desempeño estable en el servicio.”[54].

Estas aleaciones fueron tratadas térmicamente durante 11 horas en una mufla a 540°C y enfriadas en un recipiente con aceite para evitar los esfuerzos residuales adquiridos por el temple del material, y posteriormente calentadas a 250°C por tres horas para modificar el sillico eutéctico. En la figura 3.6 se muestra gráficamente el proceso de las etapas del tratamiento térmico.

Fig. 3.6 Esquema del Tratamiento Térmico de solubilizaciòn.

3.4 CARACTERIZACIÓN

La Identificación y cuantificación (dispersión y tamaño) de las fases se llevó a cabo bajo varios métodos de caracterización, posteriormente los datos se analizaron estadísticamente y se compararon con estudios previamente revisados como base para esta investigación.

29


3.4.1 MICROSCOPIA ÓPTICA (MO)

Las micrografías fueron tomadas en los siguientes aumentos 500X, 1000X y 2000X, las muestras tuvieron una adecuada preparación previa al análisis con la técnica de microscopía óptica. El proceso de preparar una muestra de metal y observar su microestructura, se llama metalografía. Una muestra representativa se desbastó con lija de SiC y pulidas con alúmina de 0.5 µm hasta obtener un acabado espejo y así aumentar su profundidad de campo, la muestra fue atacada con keller, reactivo cuya composición es usada comúnmente para aleaciones de aluminio; la muestra fue “atacada” exponiéndolo de 4 a 5 segundos “Los límites de grano se atacan en forma más intensa que el resto del grano. La luz de un microscopio óptico se refleja o se dispersa en la superficie de la muestra” [55] las muestras fueron secadas y subsecuentemente se tomaron las micrografías a las muestras con un microscopio Carl Zeiss Modelo Axiovert 40 Mat con cámara digital y software de análisis de imágenes AxioVision.

La rapidez con la que se enfría un cuerpo depende de la capacidad de extracción de calor del molde. Una velocidad de enfriamiento rápida o lenta afecta el tamaño de los brazos dendríticos. Para poder cuantificar el SDAS se midió el tamaño del espacio interdendrítico en las micrografías, tomando una muestra de 50 mediciones para cada aleación en condición de colada; debido a que el tamaño de las dendritas se relaciona con el tiempo de solidificación se utilizó el modelo de Droutzy y Richard para aleaciones de aluminio, con el objetivo de conocer la velocidad de enfriamiento (R).

La medición de las partículas de silicio proeutéctico se hará con el objetivo de conocer cualitativamente el efecto de su tamaño con respecto a la velocidad de enfriamiento del molde utilizado; se midieron 50 partículas de silicio proeutéctico para luego graficarlas y conocer su comportamiento.

3.4.2 MICROSCOPIA ELECTRÓNICA DE BARRIDO (MEB)

Una propiedad importante del MEB es que permite analizar cuantitativa y cualitativamente los intermetálicos que yacen en las muestras de las aleaciones Al-Si; el MEB se basa en la construcción de imágenes a partir de la emisión de electrones que inciden en la muestra y posteriormente captados por un detector (electrones secundarios), el cual los convierte en una señal eléctrica utilizados para modular una pantalla de tubos de rayos catódicos y formar imágenes. La muestra se preparó previamente eliminándola de partículas de alúmina con ultrasonido provenientes de la preparación metalográfica, se ajustó al portamuestras y se dispuso a la toma de imágenes y microanálisis puntual para la identificación de fases.

30


3.5 COMPORTAMIENTO MECÁNICO

El comportamiento mecánico de un material, se define como la respuesta que presenta éste al ser sometido a uno o varios esfuerzos; queda entendido como esfuerzo “una fuerza que actúa sobre el área unitaria en la que se aplica” [56] algunos de estos esfuerzos son: tensión, compresión, flexión y corte. La capacidad de un material de soportar su integridad sin deformarse o llegar a la fractura es uno de los objetivos principales de la investigación de los materiales. En este trabajo se evaluaron las propiedades mecánicas de las aleaciones preparadas y descritas anteriormente; como último paso en el proceso de investigación y conocer cómo, el proceso de fusión, solidificación, el tratamiento térmico, influyen en el comportamiento mecánico.

3.5.1 ENSAYO DE TENSIÓN La forma más representativa para comparar y evaluar las propiedades mecánicas de un material, ha sido por mucho tiempo el ensayo de tensión, el cual basa su técnica en poner bajo un esfuerzo estático, aplicado a velocidades de deformación muy lentas, el procedimiento consiste en colocar en una máquina universal de pruebas una probeta estándar en las mordazas inmediatamente se aplica una fuerza axial llamada carga, la probeta se lleva a la rotura, posteriormente se mide con un extensómetro el cambio de longitud que sufrió la probeta, la cual fue calibrada previamente al inicio de la prueba.

Los datos obtenidos de la máquina universal, son representados en forma cualitativa en una gráfica llamada curva esfuerzo-deformación que ofrece datos como la resistencia a la cedencia, el módulo de Young, resistencia a la tensión, etc.

A partir de los lingotes tratados térmicamente se maquinó una muestra representativa de probetas de longitud total de 100mm, ancho de 6.4mm, espesor 6mm y una longitud calibrada de 25.4mm (véase fig.3.7) medidas estandarizadas por la norma ASTM E8 / E8M - 11 Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Material para probetas de tensión rectangulares, como se muestra en la figura 3.7. Las pruebas fueron llevadas a cabo a temperatura ambiente usando una máquina electromecánica Shimatzu AG-100 de 10 Ton ajustada a una velocidad de 0.5 s-1.

Fig. 3.7 Diagrama de la probeta plana.

31

CAPÍTULO 4. RESULTADOS Y ANÁLISIS

4. RESULTADOS Y ANÁLISIS Algunas aleaciones de aluminio responden al endurecimiento por precipitación como es el caso de la muestra A3 cuya composición contiene hierro deliberadamente agregado para conocer el efecto en su microestructura y su respuesta mecánica. Sin embargo, el efecto del tratamiento térmico en las aleaciones A1 y A2, cuya composición corresponden a la eutéctica e hipereutéctica; su impacto se basó principalmente en la forma de las agujas de silicio, en una matriz continua de aluminio. Siendo su transformación determinante en las propiedades mecánicas de las aleaciones. El análisis microestructural mostró claramente los efectos de los elementos aleantes, el hierro cuyas fases en forma de agujas aciculares, poliedros, escritura china tuvieron como resultado una disminución en su deformación plástica. La formación de intermetálicos de hierro hace pensar que el sistema debe mostrarse como un diagrama ternario Al-Si-Fe, ya que su control con elementos tales como el manganeso, hace benéfica su adición; este fenómeno aunado con la división y esferoidización del silicio tiende hacer que el tratamiento térmico sea una práctica usual para este tipo de aleaciones. Las cuñas provenientes de fusión y sometidas a un tratamiento térmico demuestran en las micrografías la importancia de la velocidad de enfriamiento haciendo evidente a medida que disminuye el grosor, la dispersión y refinación de las partículas de silicio, como se muestra más adelante.

4.1. EFECTO DE LA VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO SOBRE LA MICROESTRUCTURA Debido a que la velocidad de enfriamiento afecta el tamaño de grano en los materiales metálicos, es muy común el uso del espacio dendrítico secundario (o SDAS por sus siglas en inglés) para estimar la rapidez con el que se enfría una pieza. El espaciamiento dendrítico secundario, fue utilizado para determinar las velocidades de enfriamiento de los diferentes moldes (arena, hierro y cobre) usados en base a la ecuación propuesta por Droutzy y Richard [57]:

log R=-2.5 log λs+ 4.5 …………… (1)

Donde: λs = Espaciamiento dendrítico secundario (μm) R = Velocidad de enfriamiento (°C/s)

32


La ecuación (1) ha sido empleada frecuentemente para cuantificar la velocidad de enfriamiento en diversas aleaciones de Al. Los resultados son usados para representar la extracción de calor de cada molde, acentuando la conductividad térmica de cada uno, los efectos de estas velocidades de enfriamiento en la microestructura son descritos a continuación. La tabla 6 muestra las velocidades de enfriamiento obtenidas con la ecuación (1) y los valores del espaciamiento dendrítico secundario obtenidos en las muestras coladas en moldes de arena y hierro, así como en tres regiones del molde de cuña. La velocidad de enfriamiento claramente modifico el espacio entre los brazos dendríticos. La menor velocidad de enfriamiento (R) se obtuvo en el molde de arena, particularmente en la aleación A1 (0.95 °C/s) con un SDAS de 47.1µm. Por otra parte, la mayor velocidad de enfriamiento (R) se obtuvo en la aleación A3 solidificada en la punta del molde de cobre alcanzado un valor de 190°C/s con un tamaño de SDAS de 5.6µm. Tabla 6 Velocidad de Enfriamiento [°C/s] /(SDAS)[µm] Molde Molde de cuña

Aleación (% peso) Arena Hierro Sección

Superior Sección Media Sección inferior

A1 0.95/(47.1) 2.9/(30.2) 10.8/(17.8) 22.7/(13.6) 102/(7.4)

A2 1.24/(41.8) 3.6/(27.3) 15.5/(16.5) 34.9/(11.3) 124.2/(6.8) A3 1.41/(40.5) 4/(26.6) 19.2/(15.2) 51.8/(9.7) 190/(5.6)

Ejemplificando el modelo propuesto por Droutzy y Richard, la figura 4.1 describe gráficamente la relación del espaciamiento dendrítico secundario en función de la velocidad de enfriamiento. Se puede observar una tendencia decreciente del tamaño de grano cuando la velocidad de enfriamiento aumenta. Las aleaciones coladas en el molde de cobre presentaron una mayor refinación de grano debido a la mayor capacidad de extracción del calor, en comparación con los moldes de hierro y arena. El tamaño y la dispersión de las partículas de silicio primario es una de las variables microestructurales más importantes en las aleaciones Al-Si hipereutécticas. La figura 4.2 muestra cualitativamente como disminuyen las partículas de silicio primario en la aleación eutéctica A1, a medida que la velocidad de enfriamiento aumenta. Estos resultados son valores de la longitud promedio de partículas de silicio primario medidas en varias micrografías ópticas. Esta aleación eutéctica (A1) presentó la formación de silicio proeutéctico cuyo tamaño fue afectado también por la velocidad de enfriamiento.

33


La aleación hipereutéctica (A2) de la figura 4.3 exhibió el mismo comportamiento decreciente del SDAS al incrementar la velocidad de solidificación (1.24 °C/s – 124.2 °C/s); esta tendencia también se presentó en la magnitud de partículas de silicio primario tal como se observa en la Fig. 4.4.

Cobre (Media)Cobre (Superior)HierroArena

20

15

10

5

0

Tipo de Molde

Lo

ng

itu

d [

µm

]

0.95 °C/s2.9 °C/s10.8 °C/s22.7 °C/s

EnfriamientoVelocidad deA1


90

80

70

60

50

40

30

20

10

0

Tipo de Molde

Lo

ng

itu

d [

µm

]

1.24 °C/s3.6 °C/s15.5 °C/s34.9 °C/s


Fig. 4.1 Representación de la velocidad de enfriamiento conforme al Espaciamiento Interdendrítico Secundario para la aleación A1.

Fig. 4.2 Promedio de la longitud de las partículas de silicio primario enfriadas a distintas velocidades en la aleación A1.


Fig. 4.4 Promedio de la longitud de las partículas de silicio primario enfriadas a distintas velocidades en la aleación A2.

34


La curva de la velocidad de enfriamiento para la aleación A3 (véase fig.4.5) presenta una tendencia decreciente, mostrando un aumento del tamaño promedio del SDAS cuyo rango en micras va desde 40.5 – 5.6 (µm). La aleación A3 con mayor porcentaje de hierro presenta (véase fig. 4.6) en su microestructura una longitud de partícula promedio de silicio primario menor a la aleación A2, esta diferencia puede ser atribuida a la presencia de compuestos intermetálicos de hierro y manganeso que actuaron como agentes de nucleación heterogénea cediendo lugar para la nucleación de silicio primario; dando lugar a una refinación de las partículas.

Las curvas de distribución normal (ver figura 4.7), se construyeron en base a la toma de una muestra representativa del tamaño de las partículas tanto de silicio eutéctico y proeutéctico, demostrando así la distribución de las partículas en cuanto a su tamaño en la matriz de aluminio; en cada una de las aleaciones, la curva perteneciente a la condición en arena exhibe una cresta ancha y baja, con una desviación estándar alta respecto a las demás condiciones, permite establecer que la matriz en esta condición contiene un tamaño de partícula heterogéneo, al contrario la condición en el molde de cobre cuya característica un tamaño de partícula es más uniforme cuya curva se presenta alta y esbelta con una desviación estándar menor a la de arena, siendo el molde de cobre el que crea el ambiente para una mayor velocidad de enfriamiento mejorando así la dispersión de sus partículas.

Fig. 4.7 Variación del tamaño de partícula.


70

60

50

40

30

20

10

0

Tipo de Molde

Lo

ng

itu

d [

µm

]

1.41 °C/s4 °C/s19.2 °C/s51.8 °C/s


5040302010

14

12

10

8

6

4

2

0

Datos

9,992 306,873 305,214 304,340 30

Desv.Est. N

ArenaHierroSección SuperiorSección Media

Variable

30252015105

14

12

10

8

6

4

2

0

Datos

4,922 302,989 303,441 302,146 30

Desv.Est. N


Variable

28024020016012080400

120

100

80

60

40

20

0

Datos

52,54 3010,17 3014,89 303,907 30

Desv.Est. N


Variable


Fig. 4.6 Promedio de la longitud de las partículas de silicio primario enfriadas a distintas velocidades de la aleación A3.

35


4.2 ALEACIÓN Al-12.6%Si EUTÉCTICA (A1):

La aleación A1 de cuya composición porcentual en Si es eutéctica consta de 12 % de éste; fue enfriada en un molde de arena con una velocidad de enfriamiento de 0.95°C/s calculada con el modelo de Droutzy y 2.9 °C/s en el molde de hierro. La figura. 4.8 muestra las microestructuras tanto en condición de colada (a) y tratada térmicamente (b); la micrografía de la probeta en condición de colada (a) posee una SDAS de 47.1µm y consta de partículas de silicio eutéctico en forma acicular y pequeñas partículas (de un tamaño aproximado de 442µm2) de silicio proeutéctico con forma de bloques o poliedros de aristas agudas dispersas en una matriz de aluminio.

Fig. 4.8 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A1, colada en molde de arena a) Microestructura en condición

de colada, ; atacada con Keller b) Microestructura Tratada térmicamente; atacada con Keller. La aleación que recibió el tratamiento de esferoidización presenta una mayor dispersión de las partículas en la matriz (fig. 4.8.b), se obtuvo después del tratamiento térmico una microestructura con un silicio primario o proeutéctico de bordes ligeramente redondeados por la disolución parcial de las zonas más activas de las partículas (aristas). Las agujas del eutéctico parecen haber sufrido cambios en sus estructuras; de acuerdo a la literatura tomada como referencia se produjo una subdivisión de éstas, al transformar su estructura las partículas aumentan y las esquinas vivas se esferoidizan. Debido al tamaño grueso de las partículas de silicio primario este no mostró un cambio muy significativo, presentando sólo una parcial esferoidización. Otro método para lograr el mismo objetivo del tratamiento térmico es la modificación con sodio, este método también es usado para obtener mejores resultados en conjunto con el tratamiento térmico. Existe una cierta similitud entre las micrografías de las aleaciones enfriadas en molde de hierro y arena. El tamaño promedio de las partículas de silicio primario (forma de poliedros o bloques) de la imagen 4.9.a es aproximadamente de 1.8x104 µm2, esta micrografía presenta una mayor distribución de las fases, que la aleación A1 en condición de colada de la figura 4.8.a, sin embargo, la presencia de las largas agujas de silicio eutéctico siguen siendo un inconveniente debido a que estas son potenciales

(a) (b)

20 µm

20 µm

36


puntos de iniciación de grietas que finalmente producen la fractura de la pieza. Debido al aumento de la velocidad de enfriamiento (2.9 °C/s) las fases que constituyen la microestructura disminuyen. Se puede apreciar en la figura 4.9.b un mayor impacto del tratamiento de térmico, las partículas de silicio primario presentan un mayor grado de esferoidización que la aleación solidificada en arena. El silicio eutéctico acicular al sufrir una subdivisión en su estructura hace que se produzca un incremento en la cantidad partículas en la matriz.

Fig. 4.9 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A1, colada en molde de hierro gris a) Microestructura en

condición de colada, ; atacada con Keller b) Microestructura Tratada térmicamente; atacada con Keller.

El molde en forma de cuña fue utilizado para mostrar representativamente la importancia de la velocidad de solidificación, en la dispersión y tamaño de las partículas de silicio. El uso de cobre como material del molde permitió obtener grandes velocidades del rango 102 °C/s y 190 °C/s en la punta de la cuña. Las micrografías de la figura. 4.10 representan consecutivamente la estructura de una cuña dividiéndola en secciones, superior, media e inferior. En la región superior (fig.4.10.a) se obtuvo una velocidad de enfriamiento de 10.8 °C/s. La microestructura en esta parte presenta una microestructura formada por pequeñas partículas de silicio primario y eutéctico acicular. La figura 4.10.b (centro) exhibe una visible dispersión de las partículas de silicio primario. Las partículas de silicio proeutéctico muestran un tamaño de partícula similar en la parte superior y en el centro de la cuña. La gran velocidad de enfriamiento ocurrida en la sección inferior de la cuña (102 °C/s) refinó el tamaño del silicio proeutéctico (homologando los tamaños de estas partículas). Las agujas de silicio eutéctico disminuyen su longitud a medida que la velocidad de solidificación aumenta, las partículas conservan una forma poliédrica o de bloque, el eutéctico (Al-Si) conserva su forma acicular

(a) (b)

20 µm

20 µm

37


Fig. 4.10 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A1, colada en un molde de cuña de cobre a) Microestructura

en condición de colada, sección superior ; atacada con Keller b) Microestructura en condición de colada, sección centro ; atacada con Keller c) Microestructura en condición de colada, sección inferior ; atacada con

Keller

Las micrografías consecutivas muestran las microestructuras de la cuña que ha recibido el tratamiento térmico de esferoidización (véase fig. 4.11); como se puede observar en la figura las aleaciones sufrieron un cambio en su microestructura: las aristas agudas de las partículas de silicio primario han sido eliminadas mostrando una esferoidización de éstas, las agujas de eutéctico (Al+Si) durante el tratamiento térmico sufrieron una transformación en su estructura y sus partículas posteriormente se esferoidizaron, las sección inferior presenta la mayor distribución de las partículas de silicio y el eutéctico, debido a que esta parte fue la sección que recibió una alta velocidad de enfriamiento durante su solidificación.

Fig. 4.11 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A1, colada en un molde de cuña de cobre a) Microestructura tratada térmicamente, sección superior ; atacada con Keller e b) Microestructura tratada térmicamente, sección

centro ; atacada con Keller c) Microestructura tratada térmicamente, sección inferior ; atacada con Keller

Debido a que el aluminio usado en la fusión de las aleaciones maestras contenía un porcentaje muy bajo de hierro (0.2% Fe), no fue lo suficiente para la formación de grandes compuestos intermetálicos en las aleaciones eutécticas.

Superior (a) Centro (b) Inferior (c)


38


4.2.1 CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL CON EL MICROSCOPIO ELECTRÓNICO DE BARRIDO

La muestra que se ha caracterizado con el Microscopio Electrónico de Barrido (SEM), se tomó del lingote extraído del molde de cuña de cobre, siendo esta muestra representativa y la que posee las mejores condiciones tanto de dispersión y tamaño de partícula, dadas por la velocidad de enfriamiento. La figura 4.12.a muestra una micrografía tomada y analizada con el método EDS, describe sombreada de color rojo la matriz de aluminio, en tanto la imagen inferior izquierda presenta las partículas de silicio primario con un tamaño aproximado de 18 µm y eutéctico esferoidizado de 5 µm, estas dos como fases predominantes debido al control estricto que se tuvo para minimizar el efecto del hierro.

Fig. 4.12 Micrografías SEM (250x) de la aleación A1, colada en un molde en forma de cuña de cobre a) EDS de la matriz de aluminio (rojo), partículas de silicio (amarillo) b) Microestructura tratada térmicamente, sección

superior.

La figura 4.13 muestra una microestructura tomada a un aumento de 750X; ejemplifica con la toma de tres puntos, las tres formas de las partículas representativas de esta aleación.

(a) (b)

39


Fig. 4.13 Micrografía SEM (750x) de la aleación A1, colada en un molde en forma de cuña de cobre analizada con la técnica Espectroscopia de Energía Dispersiva.

Los resultados del análisis puntual se muestran en la tabla 7 donde se aprecia la composición de las partículas de silicio: el Punto 1 se identificó un silicio eutéctico (Al52.53Si47.08) de bordes redondeados el cual sufrió una transformación por el tratamiento térmico prácticamente silicio puro poseía un pequeña cantidad de titanio usado como refinador de grano, de la misma se analizó una partícula de silicio primario (Punto 2) con una composición de Al3.76Si96.08; la presencia de hierro fue mínima sin embargo a mayores aumentos se notan finas agujas con un porcentaje de 5.07 (Punto 3) lo que demuestra la formación de fase β aun en altas velocidades de enfriamiento. Tabla 7 de Composición del análisis puntual EDS de la Aleación A1

(% Peso) Al Si Ti Fe

Punto 1 52.53 47.08 0.17 0.22

Punto 2 3.76 96.08 0.00 0.16

Punto 3 78.90 16.02 0.01 5.07

40


4.2.2 COMPORTAMIENTO MECÁNICO

Los datos experimentales obtenidos del ensayo de tensión se mencionan en la figura 4.14; las propiedades mecánicas en condición de colada fueron obtenidas de la literatura para acentuar la mejoría de las propiedades con respecto al tratamiento térmico de esferoidización. La aleación A1 demostró un comportamiento elástico con un porcentaje de deformación de 7.2% antes de su ruptura, con un esfuerzo a la tracción de 174 MPa. La composición eutéctica posee una mayor distribución de fases y homogeneidad en su matriz lo cual fue reflejado en la curva esfuerzo-deformación (fig. 4.14). Los resultados son ligeramente menores a los registrados en la literatura por Darvishi et. al. [58]. Esto se debe a que en estos estudios se provocó el refinamiento de la microestructura al agregar de P y Sr como aditivos para la modificación del silicio. El tratamiento térmico afectó significativamente las propiedades de tensión aumentando un 28% el UTS con respecto a los valores de tensión de una probeta solidificada en un molde de arena sin recibir tratamiento térmico alguno; concluyendo en la importancia que tiene la morfología de las partículas silicio en la matriz de aluminio. Los valores del esfuerzo a la tracción son dependientes del espacio interdendrítico secundario demostrándose cuando los valores del SDAS disminuyen las propiedades de tensión aumentan.

Fig. 4.14 Diagrama esfuerzo-deformación de la aleación A1

Propiedades de Tensión de la Aleación A1

Condición Tratada Térmicamente

UTS [MPa] 174

Elongación [%] 7.268 Condición de colada [59]

UTS [Mpa] 100-150

Elongación [%] 1-5

41


4.3 ALEACIÓN Al-20%Si HIPEREUTÉCTICA (A2):

El incremento de silicio en esta aleación hace de ésta un material bastante resistente al desgaste, pero reduce su ductilidad, su microestructura posee agujas gruesas de eutéctico (Al+Si) y gruesas partículas de silicio primario (2.7x104µm2 aproximadamente) ambos distribuidos en una matriz de aluminio. La figura 4.15 corresponde a la aleación A2 conocida como hipereutéctica (de acuerdo a su posición en el diagrama binario), enfriada en tres moldes: arena, hierro y cobre. En la figura 4.15 se comparan dos micrografías de la aleación en condición de colada y tratada térmicamente.

La figura 4.15.a muestra grandes partículas de silicio primario, debido al aumento de silicio y a la lenta velocidad de enfriamiento en el molde de arena de 1.24°C/s. Las agujas del eutéctico se visualizan más gruesas que las de la aleación A1; la micrografía 4.15.b ejemplifica la misma aleación pero en este caso tratada térmicamente, sin embargo el silicio primario parece parcialmente esferoidizado dado al gran tamaño de esta partículas, así mismo las agujas del eutéctico (Al+Si) no mostraron un cambio significativo en el largo de las mismas, obteniendo una esferoidización solo en las orillas y un mayor grosor.

Fig. 4.15 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A2, colada en molde de arena a) Microestructura en condición de colada, ; atacada con Keller b) Microestructura Tratada térmicamente; atacada con Keller.

Debido al aumento de la velocidad de enfriamiento (3.6 °C/s) las micrografías de las aleaciones solidificadas en el molde hierro presentan una mayor dispersión de sus partículas en la matriz de aluminio. El silicio proeutéctico o primario como se hace referencia en la literatura, se presenta grueso (fig. 4.16.a) en forma de poliedros con un tamaño promedio de 1.8x104 µm2, las agujas del eutéctico así mismo son gruesas. La aleación tratada térmicamente sólo mostró una mínima disolución del silicio primario y una parcial división de las agujas del eutéctico; la importancia de obtener una buena refinación de la microestructura es que ésta controla las propiedades mecánicas de la aleación como más adelante se mostrará.

(a) (b)

20 µm

20 µm

42



condición de colada, ; atacada con Keller b) Microestructura Tratada térmicamente; atacada con Keller. La región superior de la cuña está constituida por silicio proeutéctico en forma de bloques con un tamaño aproximado de 338 µm2 y largas agujas de eutéctico, el aumento de la velocidad a lo largo de la cuña provocó como en el caso de la aleación A1, una homologación en el tamaño de las partículas de silicio proeutéctico, haciendo desaparecer el tamaño grueso (véase fig. 4.17.c) con el que se caracterizan estas aleaciones.

Fig. 4.17 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A2, colada en un molde de cuña de cobre a) Microestructura

en condición de colada, sección superior ; atacada con Keller b) Microestructura en condición de colada, sección centro ; atacada con Keller c) Microestructura en condición de colada, sección inferior ; atacada con

Keller La aleación A2 que fue colada en el molde de cobre en forma de cuña y que posteriormente fue tratada térmicamente, como se muestra esquemáticamente en la fig. 4.17 y 4.18 respectivamente, presenta en su microestructura desde la sección superior a la inferior una esferoidización de sus partículas, el mayor grado ocurrió en la parte inferior de la cuña en la cual se llevó a cabo la velocidad más rápida de enfriamiento (124.2 °C/s).

(a) (b)


20 µm

20 µm

43


Fig. 4.18 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A2, colada en un molde de cuña de cobre a) Microestructura tratada térmicamente, sección superior; atacada con Keller e b) Microestructura tratada térmicamente, sección

centro; atacada con Keller c) Microestructura tratada térmicamente, sección inferior ; atacada con Keller


La figura 4.19 representa la microestructura de la aleación A2 enfriada en molde de cobre, ésta exhibe un silicio primario grueso y un silicio eutéctico dividido a lo largo de su longitud, esta aleación con mayor contenido de silicio posee las mismas fases que la aleación A1.



44


Los puntos 1 y 3 corresponden al silicio primario (Al7.94Si87.5 y Al9.02Si90.38) siendo grandes partículas de silicio puro, el punto 2 cuya composición corresponde a Al58.08Si41.59 pertenece a un silicio eutéctico sin sufrir algún grado de transformación, el punto 5 cuantifica en porcentaje peso la matriz de aluminio (Al98.87Si0.96); en el mismo caso que la aleación A1 el punto 4 posee una cantidad significativa de hierro y su forma acicular es conocida como fase β.

Tabla 8 Composición del análisis puntual EDS de la Aleación A2

(% Peso) Al Si Ti Fe

Punto 1 7.94 87.59 0.00 0.20 Punto 2 58.08 41.59 0.33 0.00 Punto 3 9.02 90.38 0.13 0.47

Punto 4 50.38 37.89 0.00 11.72 Punto 5 98.87 0.96 0.16 0.00


La aleación A2 posee un esfuerzo a la tracción de 170 MPa menor al reportado por la literatura presentando una deformación menor dada al mayor contenido de silicio y el tamaño grueso de éste.




UTS [MPa] 170


UTS [Mpa] 50

Elongación [%] <3

45


Las propiedades mecánicas en condición de colada son considerablemente inferiores a las probetas que recibieron el tratamiento térmico, remarcando así la importancia de la morfología de las partículas de silicio. Las probetas para tensión fueron maquinadas de las muestras del molde de en forma de cuña de la sección media, debido a que esta zona presentaba las mejores condiciones de la microestructura dadas por la velocidad de enfriamiento.

4.4 ALEACIÓN AL-20%Si-1.5%Fe-0.5%Mn (A3):

Como se mencionó en el capítulo 1, el hierro es la impureza más importante ya que su efecto deriva en la disminución de las propiedades mecánicas de estas aleaciones, es por eso que su control debe ser una variable importante en el proceso de fusión, sin embargo rastros de Fe siempre estan presentes en las aleaciones ya sea por la herramientas no protegidas usadas para escoriación o impurezas del proceso electrolítico, el hierro forma parte siempre de las aleaciones Al-Si. La aleación A3 considera un porcentaje de 1.5, el cual fue deliberadamente agregado para conocer el impacto en la microestructura de las aleaciones Al-Si, de acuerdo con la literatura se conoce el tipo de intermetálicos y las fases que intervienen en este tipo de aleaciones, el precipitado Al5FeSi conocido como fase β y su efecto detrimental hicieron que 0.5 de Mn fuera agregado para corregir el efecto de este intermetálico formando una fase que no fragilizara el material.

La micrografía óptica de la aleación A3 en condición de colada (fig. 4.21.a) presenta características parecidas a sus homólogas de la aleación A2, ya que consta de un silicio primario grueso en forma de poliedros además de un eutéctico acicular en una matriz de aluminio; aunado a esto la microestructura exhibe la formación de intermetálicos en forma de agujas largas, en esta parte se presume que se trata de la fase β, otro intermetálico de hierro (Al-Si-Fe) de interés posee una forma de bloque de gran tamaño (aproximado de 6.7x103 µm2) debido al contraste de la luz en la micrografías esta fase parece de un color más claro que la del silicio primario.

Durante una lenta solidificación en el molde de arena a una velocidad de enfriamiento de 1.41°C/s, los intermetálicos de Fe se comportan como agentes de nucleación heterogénea, siendo sitios de nucleación de partículas de silicio primario (ver fig. 4.21.a), esta hipótesis se ha estudiado con anterioridad, Darvishi et. [61], al, sugiere que las partículas de intermetálicos se forman antes de la solidificación de las dendritas de aluminio o al mismo tiempo con la formación de la red dendrítica, sin embargo, Dinnis et al [62], ha estudiado como el hierro interactúa con la formación de granos de Al – Si, observando, que las agujas de fase β más que actuar como fuertes sitios de nucleación, perjudica considerablemente al contribuir con grandes partículas de Al – Si eutéctico. En la microestructura presentada después del tratamiento térmico (ver fig. 4.21.b) se puede observar un eutéctico transformado y parcialmente esferoidizado, partículas de silicio proeutéctico y fases de hierro en forma de largas agujas, reiterando que el tratamiento térmico tiene un mayor efecto en la

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estructura de las partículas de silicio que en las estructuras de los intermetálicos obteniéndose una parcial división de las agujas de fase β.

Fig. 4.21 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A3, colada en molde de arena a) Microestructura en condición de colada, ; atacada con Keller b) Microestructura Tratada térmicamente; atacada con Keller.

La figura 4.22.a representa la aleación enfriada en un molde de hierro con una velocidad relativamente baja (4 °C/s) en comparación con la velocidad obtenida en los molde de cobre; esta micrografía muestra una microestructura con largas agujas de eutéctico, partículas de silicio proeutéctico con un tamaño aproximado de 5.8x103 µm2, pequeñas partículas aciculares de Al-Fe-Si (fase β) así como compuestos en forma cúbica que disminuyeron su tamaño (1.4x103µm2) con respecto al tamaño de las partículas encontradas en la probetas A3 enfriadas en molde de arena. La microestructura observada en la figura 4.22.b posee una mayor refinación de grano, las partículas de eutéctico parecen haber sufrido una división de su estructura. Se encuentra un silicio primario cuyas aristas se hayan parcialmente esferoidizadas, las fases precipitadas en la matriz de aluminio constan de agujas de Al-SI-Fe y en forma de bloques; cabe considerar que su tamaño fue consecuencia de la velocidad de enfriamiento.


condición de colada, ; atacada con Keller b) Microestructura Tratada térmicamente; atacada con Keller.

(a) (b)

(a) (b)

20 µm

20 µm

20 µm

20 µm

47


El aumento de la velocidad en la solidificación de la aleación A3 (19.2°C/s) disminuyó el tamaño de los intermetálicos de hierro en la parte superior de la cuña (ver fig. 4.23.a); estos resultados se encuentra en buena correlación con los estudios realizados por M. Rajabi et al. [63] y V.C. Srivastava et al. [64], que establecen que el tamaño y la fracción de volumen de los intermetálicos de hierro se incrementan con el aumento del contenido de hierro y disminuyen cuando la velocidad de enfriamiento aumenta; así cuando la velocidad va en aumento el espaciamiento dendrítico disminuye y con ello el tamaño de las partículas, Es notable la disminución del tamaño y cantidad de los compuestos intermetálicos y del silicio primario en las microestructuras enfriadas en el centro y en la punta del molde de cobre con forma de cuña, tal como se observa en la Fig. 4.23. Debido a que los compuestos intermetálicos en forma de polígonos (cubos) crecen antes que cualquier otra fase, estos crean condiciones para que se lleve a cabo la nucleación heterogénea tanto del silicio primario como de la fase α-Al [65]. Esto podría explicar el mayor refinamiento de grano de la aleación A3 respecto a la aleación A2 con el mismo contenido de silicio.

Fig. 4.23 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A3, colada en un molde de cuña de cobre a) Microestructura en condición de colada, sección superior ; atacada con Keller b) Microestructura en condición de colada,

sección centro ; atacada con Keller c) Microestructura en condición de colada, sección inferior ; atacada con Keller

El tratamiento térmico esferoidizó las partículas de eutéctico que sufrieron cambio en su morfología, manteniendo en la sección inferior una microestructura homogénea con algunas partículas de precipitados, el intermetálico más predominante fue la fase β en forma de pequeñas agujas, esta sección fue la que presento el mayor grado de esferoidización.

Fig. 4.24 Micrografías ópticas (500x) de la aleación A3, colada en un molde de cuña de cobre a) Microestructura tratada térmicamente, sección superior; atacada con Keller e b) Microestructura tratada térmicamente, sección

centro; atacada con Keller c) Microestructura tratada térmicamente, sección inferior; atacada con Keller



48


La identificación de las fases e intermetálicos fueron comparados con la literatura demostrando cierta similitud con el tamaño y forma de algunos de ellos, en esta sección no fue posible una caracterización de los compuestos, este proceso se dará más adelante con la ayuda del microscopio electrónico de barrido.


La microestructura mostrada en la fig. 4.25 fue tomada con el microscopio electrónico de barrido, y analizada posteriormente con la técnica EDS (ver tabla C.6). La imagen del inciso b describe una matriz de aluminio con intermetálicos de forma de bloques y eutécticos finos (Al+Si+Fe), así como las partículas de silicio eutéctico y proeutéctico similares a los de la aleación A2. En la imagen 4.25.a se muestra resaltado en rojo la matriz de aluminio, en amarillo las partículas de silicio ya conocidas, en azul y naranja se exponen los compuestos intermetálicos de hierro y manganeso (el cual se encuentra depositado en los compuestos de hierro) respectivamente, estos posteriormente se analizaron puntualmente en la figura 4.26. Los intermetálicos en forma de bloques se formaron junto al silicio proeutéctico al inicio de la solidificación, en seguida la matriz de aluminio y los eutécticos finos.

La velocidad de enfriamiento disminuyó considerablemente las agujas de los compuestos de hierro disminuyendo la cantidad de fase β; en las demás probetas fueron caracterizadas una gran variedad de intermetálicos en la matriz de aluminio algunos son: Al65.7Si17.5Fe13.9Mn2.9, Al39.8Si29.7Fe27.6Mn2.9, entre otros.

Fig. 4.25 Micrografías SEM (250x) de la aleación A3, colada en un molde en forma de cuña de cobre a) EDS de la matriz de aluminio (rojo), las partículas de silicio (amarillo), compuestos de hierro (azul), compuestos con

manganeso (naranja) b) Microestructura tratada térmicamente, sección superior.

(a) (b)

49


La microestructura de la aleación A3 analizada con la tecnica EDS consta principalmente de dos tipos de intermetalicos representado por el Punto 1(Al50.54Si20.92 Fe25.77 Mn2.78) en forma de bloque que corresponde a la fase δ (Al4Si2Fe). Esta fase “se presenta cuando en aleaciones de con grandes contenidos de silicio” [66] así mismo siendo similares a los datos obtenidos en porcentaje peso de 25.4% de Fe y 25.5%, estos porcentajes varian en los Puntos 3 y 4 siendo los porcentajes Al45.35Si29.6 Fe22.96 Mn1.9 y Al51.4Si24.09 Fe22.25 Mn2.14. El Punto 5 con 99.29% en peso de Si pertenece a la fase que que hemos nombrado anteriormente como silicio primario.


En la tabla 9 se inscriben las composiciones (%peso) que se obtuvieron del análisis EDS.

Tabla 9 Composición del análisis puntual EDS de la Aleación A3

(% Peso) Al Si Ti Mn Fe

Punto 1 50.54 20.92 0.00 2.78 25.77

Punto 2 87.22 7.74 0.11 0.26 2.14 Punto 3 45.35 29.60 0.18 1.90 22.96 Punto 4 51.40 24.09 0.01 2.14 22.25 Punto 5 0.55 99.29 0.08 0.00 0.08

50



El menor valor de UTS que se obtuvo fue en la aleación A3 (159 MPa) cabe resaltar la baja deformación del material esto puede ser atribuido a la cantidad de hierro que fragilizó la aleación, de acuerdo a los estudios realizados los compuestos de hierro tienen un efecto detrimental para las aleaciones Al-Si; en la micrografías de estas aleaciones pudimos observar las agujas de la fase β, la cual se trató de neutralizar con Mn, la cantidad de esta fase puede ser minimizada con una rápida velocidad de enfriamiento.

La figura 4.27 exhibe el comportamiento de un material duro y por ende de baja ductilidad. Comparándolas con las propiedades en condición de colada, la probeta que recibió un tratamiento térmico mejoró su resistencia a la tracción, pero su deformación se vio limitada sin mostrar mejora.




UTS [MPa] 159


UTS [MPa] 55

Elongación [%] <3

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4.5 DISCUSIÓN DE RESULTADOS

En la tabla 10 se resumen los datos experimentales obtenidos de la prueba de tensión los cuales demuestran cuantitativamente el comportamiento mecánico de las aleaciones Al-Si:

Tabla 10 Resumen de las Propiedades a la Tensión

Aleación (% peso)

SDAS (µm)

Condición de colada Tratada Termicamente UTS

(MPa) Deformación

% UTS

(MPa) Deformación

% A1 19.8 100-150 1-5 174 7.26 A2 17.7 50 <3 170 4.5 A3 11 55 <3 159 2.9

En la figura 4.28.a se pueden comparar las curvas esfuerzo – deformación de las tres aleaciones, claramente podemos apreciar la deformabilidad de la aleación A1. La ductilidad de esta aleación se debe tanto a su buena dispersión de las partículas de silicio eutéctico y la esferoidización tanto de éstas como también de las partículas de silicio primario. La correcta dispersión es atribuida al tratamiento térmico, que logró una esferoidización de las partículas y la transformación de su estructura (ver fig. 4.28.b); la velocidad de enfriamiento alcanzada gracias al molde de cobre, refinó el tamaño de grano teniendo con un SDAS (19.8 µm) menor a los obtenidos en los moldes de arena y hierro.

La aleación A1 presentó la mayor deformación plástica, una curva que muestra un incremento significativo en el esfuerzo a la tensión y una área bajo la curva que representa la energía absorbida antes de la ruptura, mayor que las demás aleaciones.

Fig. 4.28 a) Diagrama esfuerzo-deformación de las tres aleaciones b) Micrografía óptica (500x) de la aleación A1, colada en un molde de cuña de cobre tratada térmicamente

La aleación A2 con el mayor contenido de silicio provoco un tamaño grueso de las partículas de silicio proeutéctico o primario, causado por su crecimiento al inicio del enfriamiento del lingote, el efecto de estas grandes partículas causó una baja deformación (4.5%) del material, aunque mejoró parcialmente

(a) (b)

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las propiedades en condición de colada. La mejora en sus propiedades mecánicas es atribuida al tratamiento térmico y por ende la esferoidización del silicio eutéctico y parcial esferoidización del silicio primario.

La aleación A3 en condición de colada está constituida principalmente de una matriz de aluminio con partículas de eutéctico acicular, grandes partículas de proeutéctico y diferentes tipos de compuestos intermetálicos de un tamaño aproximado de 178 µm2

Los intermetálicos analizados con la técnica EDS fueron identificados como la fase δ-Al4FeSi2 con forma de bloques alargados y la fase β-Al5FeSi en forma de agujas, y algunas fases con contenidos de manganeso, cuyo efecto fue mínimo. La mayoría de estos intermetálicos causo un efecto endurecedor, fragilizando el material.

El aumento de la velocidad de enfriamiento provocó un cambio en la morfología de δ-Al4FeSi2 y una disminución de la presencia de β-Al5FeSi estas fases se ilustran en la figura 4.29. La aparente mejora de la dispersión de las partículas en esta aleación fue debida a que los intermetálicos actuaron como agentes de nucleación heterogénea y otorgo sitios de nucleación para las partículas de silicio proeutéctico como se representa en la figura 4.29. El silicio primario se encuentra dentro de los límites de grano de los compuestos, sin embargo, esto provocó que las partículas crecieran más grandes.

La morfología de la fase β-Al5FeSi y el tamaño de la fase δ-Al4FeSi2 tuvieron un efecto negativo en las propiedades mecánicas. El Hierro es un elemento con un efecto detrimental para las aleaciones Al –Si, cuando el material se dispone a soportar esfuerzos unitarios.

Fig. 4.29 Micrografías SEM (250x) de la aleación A3, silicio eutéctico, proeutéctico, fases δ-Al4FeSi2 y β-Al5FeSi.

δ

β

Proeutéctico

Eutéctico

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CONCLUSIONES

1) Al incrementarse la velocidad de enfriamiento disminuyó considerablemente el tamaño de grano

y por lo tanto los espaciamientos interdendríticos. En la aleación A3 solidificada a una velocidad de enfriamiento de hasta 190 °C/s (colada en el molde de cobre con forma de cuña) se registró el mayor refinamiento de grano y el menor tamaño SDAS (5.6µm). Por otra parte, el molde de arena proporcionó la velocidad de enfriamiento más lenta (0.95 °C/s) y con ello el mayor tamaño de grano y del silicio primario, además de una distribución no homogénea de las mismas. Esto se pudo verificar con el análisis estadístico a partir de las curvas gaussianas; la desviación estándar de 1.05 obtenida en la aleación eutéctica (A1) solidificada en el molde de cobre, cuyo valor es el menor de las tres aleaciones, exhibe la similitud del tamaño de las partículas, teniendo como resultado una homogeneidad adecuada de la matriz.

2) El efecto del El tratamiento térmico de esferoidización en las partículas de silicio causo una modificación considerable la morfología del silicio eutéctico, dividiendo las largas agujas y posteriormente esfeoridizándolas. Además, se encontró que el silicio eutéctico de las aleaciones solidificadas rápidamente presentaron un mayor grado de esferoidizacion. Por otro lado, las aristas agudas de las partículas grandes de silicio proeutéctico fueron redondeadas después del tratamiento.

3) La adición del hierro en cantidades mayores a los estándares generó varios tipos de intermetálicos; en las aleaciones con mayor cantidad de silicio, los intermetálicos predominantes fueron: β (Al5SiFe) y δ (Al4Si2Fe), los cuales tuvieron un efecto endurecedor que en la mayoría de los casos pueden ser detrimentales. A pesar de la adición de Mn para contrarrestar el efecto nocivo del hierro (aleación A3) sobre las propiedades mecánicas; resistencia, ductilidad, etc., la curva esfuerzo-deformación demostró una mínima absorción de energía antes de su ruptura, sin mostrar deformación plástica, haciendo su curva angosta típica de un material frágil.

4) La aleación de composición eutéctica A1, enfriada en molde de cobre se logró aumentar su resistencia a la tracción en 174 MPa y su deformación hasta en un 7.2 %. Estos valores alcanzados se atribuyen al contenido de silicio, su distribución, tamaño, forma y la velocidad de enfriamiento.

5) Los hierros grises clase 20 y 30 tienen resistencia máxima aproximadamente de 140MPa y

206MPa respectivamente. En este trabajo se lograron resistencias entre 150MPa y 174MPa. Esto significa que estas aleaciones podrían remplazar algunas piezas fabricadas con estas clases de hierro.

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tesis desarrollo de aleaciones eutécticas e

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