Este trabajo presenta una nueva metodología experimental y numérica para pronosticar la dureza de las aleaciones Al-Cu-Zn, tanto en estado de colada como solubilizadas y templadas, cuyas composiciones químicas se encuentren dentro de dos líneas limítrofes, representadas por dos ecuaciones. De cada una de las líneas limítrofes se seleccionaron ocho composiciones diferentes que se caracterizaron por metalografía óptica, microscopía electrónica de barrido, difracción de rayos X y dureza. Las fases en equilibrio a diferentes temperaturas se obtuvieron por medio del programa Thermo-Calc. De la caracterización microestructural y análisis de regresión se obtuvieron los diferentes cambios de fase y dos ecuaciones de dureza. Al combinar las ecuaciones de dureza con las ecuaciones limítrofes se puede deducir la dureza de cualquier aleación con composición química dentro de esta zona. Para comprobar la exactitud de este método, se pronosticó la dureza de aleaciones a partir de los datos de algunos artículos de otros investigadores; las durezas estimadas presentaron tan solo un error menor o igual al 7%.
Las aleaciones Al-Cu-Zn han sido ampliamente usadas debido a su alta resistencia a la tensión, corro-sión y baja densidad, lo cual es una ventaja entre otro tipo de aleaciones, en la utilización de la industria aérea (Bai-quing,
De acuerdo con Börnstein, las composiciones que se estudiaron en este trabajo comprenden tres zonas compuestas por las fases η, α y τ en la primera, la segunda por las fases τ y α, la última compuesta por las fases τ, θ y α.
Existen discrepancias en algunas fases, pero con respecto a la fase τ, no hay duda de su presencia; de acuerdo a varios investigadores esta fase debe estar presente (Sandoval
Se han realizado muchos estudios de las fases de equilibrio del sistema ternario Al-Cu-Zn debido a su importancia técnica (Malvano
El conocimiento de las fases presentes de este sistema servirá para entender las propiedades mecánicas en las aleaciones. Este conocimiento es siempre importante especialmente para partes estructurales, las cuales no son adecuadas para ser sujetas a una prueba convencional de tensión o compresión (Chang,
También dentro del sistema ternario Al-Cu-Zn se encuentran las aleaciones base Zn las cuales han mostrado buenas propiedades para ser usadas como cojinetes. Este tipo de aleaciones se han utilizado durante muchos años a pequeña escala y han demos-trado tener excelentes propiedades tribológicas (Savaskan
Se sabe que el Cu aumenta la dureza de estas aleaciones (Gelfi
Resultados de la simulación en Thermo-Calc.
El objetivo de este trabajo es desarrollar una metodología experimental que pronostique la dureza de cualquier aleación Al-Cu-Zn que esté dentro de esta zona, en función de su tratamiento térmico.
Se prepararon ocho composiciones diferentes de aleaciones Al-Cu-Zn de cada serie, donde las muestras designadas como M1 a M8 pertenecen a la serie 1 y de M9 a M16 a la serie 2 (
Composición química de las muestras estudiadas
Muestra | Cu | Zn | Al | Muestra | Cu | Zn | Al | ||||||
---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
%peso | %at. | %peso | %at | %peso | %at. | %peso | %at. | %peso | %at. | %peso | %at. | ||
|
5,00 | 3,54 | 63,18 | 43,44 | 31,82 | 53,02 |
|
5,00 | 4,77 | 89,60 | 83,10 | 5,40 | 12,13 |
|
10,00 | 6,87 | 55,31 | 36,96 | 34,70 | 56,17 |
|
10,00 | 9,02 | 80,32 | 70,42 | 9,68 | 20,56 |
|
15,00 | 10,03 | 47,43 | 30,82 | 37,57 | 59,15 |
|
15,00 | 12,83 | 71,04 | 59,05 | 13,96 | 28,12 |
|
20,00 | 13,01 | 39,56 | 25,02 | 40,44 | 61,97 |
|
20,00 | 16,26 | 61,76 | 48,81 | 18,24 | 34,93 |
|
25,00 | 15,84 | 31,69 | 19,52 | 43,31 | 64,64 |
|
25,00 | 19,37 | 52,48 | 39,52 | 22,52 | 41,01 |
|
30,00 | 18,53 | 23,82 | 14,30 | 46,19 | 67,17 |
|
30,00 | 22,20 | 43,19 | 31,07 | 26,81 | 46,72 |
|
35,00 | 21,08 | 15,94 | 9,33 | 49,06 | 69,59 |
|
35,00 | 24,79 | 33,91 | 23,35 | 31,09 | 51,86 |
|
40,00 | 23,51 | 8,07 | 4,61 | 51,93 | 71,88, |
|
40,00 | 27,17 | 24,63 | 16,26 | 35,37 | 56,57 |
donde XZn y XCu son las fracciones atómicas de Zn y Cu, respectivamente. La composición química de cada una de las aleaciones utilizadas se presenta en la
Cada una de las muestras se preparó por colada convencional con elementos metálicos puros a 750 °C bajo una atmósfera de argón y enfriados lentamente en el horno. Posteriormente, se sometieron a un proceso de homogeneización para eliminar la estructura dendrítica, durante 180 horas a 350 °C y se enfriaron lentamente en el horno. Por último, las muestras se volvieron a calentar a 350 °C durante 24 horas y se enfriaron rápidamente a 2 °C en agua con hielo, con la finalidad de retener las estructuras cristalinas.
Las muestras así obtenidas se cortaron en tamaños de 2×2×1 cm y se prepararon utilizando técnicas metalográficas convencionales. Posteriormente fueron atacadas químicamente con una solución compuesta por 0,5 cm3 de ácido fluorhídrico y 99,5 cm3 de alcohol destilado. Posteriormente, las probetas pulidas se examinaron utilizando microscopía óptica y Microscopía Electrónica de Barrido (MEB). La composición en fases cristalinas se determinó mediante Difracción de Rayos X (XRD) con una radiación Kα de cobre. La dureza Rockwell “B” se determinó siguiendo procedimientos estándar.
La
Fases presentes a diferentes temperaturas (obtenidas con el programa Thermo-Calc)
Fases | Temperatura (°C) | Muestra | Fases | Temperatura (°C) | Muestra |
---|---|---|---|---|---|
τ, α, | 400 | M1–M6 | L, η, | 400 | M9 |
θ, α, τ, | 400 | M7–M8 | L, α, η, | 400 | M10 |
τ, α, η, | 400 | M11–M12 | |||
θ, α, τ | 400 | M13–M16 | |||
τ, α, α′, | 350 | M1 a M4 | α, η, | 350 | M9 |
τ, α, | 350 | M5–M7 | τ, α, η, | 350 | M10–M11 |
τ, α, θ, | 350 | M8 | τ, α, | 350 | M12–M14 |
τ, α, α′, | 350 | M15 | |||
τ, α, | 350 | M16 | |||
τ, α, α′, | 300 | M1–M5 | τ, α, η, | 300 | M9–M12 |
τ, α, | 300 | M6–M7 | τ, α, | 300 | M13 |
τ, α, θ, | 300 | M8 | τ, α, α′, | 300 | M14–M16 |
τ, α, η, | 25 | M1–M7 | τ, α, η, | 25 | M9–M16 |
τ, α, θ, | 25 | M8 |
La muestra M11 presenta las mismas fases (τ, α y η) en el intervalo de temperaturas comprendido entre 400 °C y 20 °C, lo que explica que el incremento de dureza entre colada homogénea y templada sea despreciable. El resto de las muestras presentan cambios continuos en sus fases en el intervalo de temperaturas indicado.
En el intervalo de temperaturas comprendido entre 300 °C y 20 °C, se observa que las muestras de la serie 1 (M1 a M8) presentan mayores cambios en sus fases que las de la serie 2 (M10 y M11), que permanecen con las mismas fases. Esto implica que las muestras de la serie 1 tendrán un mayor incremento de su dureza al momento de ser templadas que en el caso de las muestras de la serie 2.
Por otra parte los cálculos realizados con el programa Thermo-Calc permitieron obtener los datos necesarios para realizar un estudio comparativo entre los diagramas de Villars
Los difractogramas de las muestras en estado de colada, para cada serie, se muestran en la
Difractogramas de las muestras en estado de colada. a) Serie 1 y b) Serie 2.
En el caso de las muestras de la serie 2 (
Las micrografías MEB de las muestras M2, M7, M10 y M15 se recogen en la
Microfotografías MEB de diferentes muestras en estado de colada: a) muestra M2 (Serie 1), (b) muestra M7 (Serie 1); c) muestra M10 (Serie 2) y d) muestra M15 (Serie 2).
La
Difractogramas de las muestras después del proceso de homogeneización. a) Serie 1 y b) Serie 2.
La fase ɛ aparece en las muestras M1 a M3, pero cabe señalar que esta fase, de acuerdo a la literatura, está involucrada en la transformación de las cuatro fases donde η + ɛ → η + τ (Effenberg,
En el caso de las muestras de la serie 2, se observa una mayor presencia de la fase ɛ, que está presente en las muestras M9 a M13. En las muestras M15 a M16 aparecen las fases θ y β. Esta última de acuerdo a Aragón
En la
La
Difractogramas de las muestras después del proceso de templado. a) Serie 1 y b) Serie 2.
La
Microfotografías MEB después del proceso de homogeneizado y templado. a) M2 a 400X; b) M2 a 1000X; c) M8 a 400X y d) M8 a 1000X.
La dureza obtenida en cada serie, tanto en estado de colada como después del proceso de homogeneizado y templado, presenta una tendencia lineal al crecimiento en función de la fracción atómica de cobre (
Gráficos de dureza de las muestras de las series 1 y 2 obtenidos con diferentes tratamientos térmicos: a) estado de colada; b) después del proceso de homogeneización y c) después del proceso de templado.
Ecuaciones representativas de la variación de la dureza en función del contenido atómico de cobre para las distintas aleaciones y tratamientos térmicos
Serie 1 | ||
---|---|---|
|
||
Tratamiento térmico | Ecuación | R2 |
Colada | HB = 10,12 lnXCu+111,38 | 0,8673 |
Homogeneizado | HB = 18,617 lnXCu+122,12 | 0,9464 |
Templado | HB = 8,1666 lnXCu+113,81 | 0,8197 |
|
||
|
||
|
|
R2 |
Colada | HB = 23,334 lnXCu+133,63 | 0,9169 |
Homogeneizado | HB = 33,326 lnXCu+146,05 | 0,9704 |
Templado | HB = 25,211 lnXCu+134,83 | 0,9186 |
R2: Coeficiente de regresión lineal.
Las ecuaciones anteriores sirven para predecir la dureza de cualquier aleación cuya composición se encuentre en la línea de cada serie, como ya se había demostrado en trabajos anteriores (Villegas
Se puede asumir que en general, un aumento en el porcentaje de la fase θ incrementa la dureza. Cuando la fase θ está acompañada de la fase β, como es en el caso de las muestras templadas, la dureza se incrementa aún más. Sin embargo, cuando las fases θ y β vienen acompañas de la fase ɛ, la dureza disminuye. Es por esta razón que las muestras de la serie 1 tienen en promedio mayor dureza que las muestras de la serie 2, para un tratamiento térmico similar en ambas series.
Comparando los tratamientos térmicos entre sí (colada, homogeneizado y templado), se puede observar que para las muestras de la serie 1, en casi todos los casos, la dureza después del templado es mayor que después de colada y homogeneizado. Al realizar un análisis de los difractogramas correspondientes, se puede observar un incremento en la fracción de la fase α. Respecto a la serie 2, se observa una disminución de la dureza en estado de templado con respecto al estado de colada y también se puede apreciar un incremento de la fracción de la fase α (Muestras M9 a M16 en estado de colada).
A partir de la ecuación de dureza de cada serie y para cada tratamiento (
Para ello, se debe recordar que las ecuaciones
Relaciones XZn vs. XCu obtenidas mediante la aplicación de las ecuaciones
Para determinar el ángulo, se representa un punto virtual, que corresponde a la intersección de las dos líneas de cada serie indicadas anteriormente. El punto de intersección obtenido es: 45,26% at. Cu; 37,64% at. Zn y se le denomina virtual debido a que no puede existir físicamente.
A modo de ejemplo, podemos considerar la muestra ZnAl27Cu3 que contiene 50,54% at. Zn; 2,23% at. Cu y el resto Al (Savaskan
Tanto la pendiente de la línea 1 como de la línea 2 tiene relación directa con las pendientes obtenidas en las ecuaciones de dureza presentadas en la
Valores de los ángulos de cada serie y de la muestra a pronosticar (ZnAl27Cu3)
Muestra | Angulo del porcentaje de cada elemento | Angulo en el gráfico de dureza en estado de colada |
---|---|---|
Línea 1 | 62,78° | 84,74° |
ZnAl27Cu3 | 63,99° | 84,80° valor por interpolación |
Línea 2 | 71,47° | 87,55° |
Para predecir la dureza de la muestra ZnAl27Cu3 hay que conocer también su ordenada al origen. Para ello, es necesario tener un punto en el cual la dureza de todas las composiciones, comprendidas entre la serie 1 y 2, se interceptan. La
Para esta aleación, el valor de la dureza obtenido por Savaskan
La
Resultados comparativos de la dureza determinada por Savaskan
Muestra | Savaskan |
Presente trabajo | Error (%) |
---|---|---|---|
ZnAl27Cu1 | 64,74 | 59,94 | 7,41 |
ZnAl27Cu2 | 66,21 | 66,98 | 1,15 |
ZnAl27Cu3 | 67,15 | 71,04 | 5,48 |
ZnAl27Cu4 | 68,50 | 73,91 | 7,32 |
ZnAl27Cu5 | 70,75 | 76,12 | 7,05 |
|
Aplicando el método propuesto en este trabajo a las aleaciones estudiadas por Ciach
Resultados comparativos de la dureza obtenidos por Ciach
Muestra | Ciach |
Presente trabajo | Error (%) |
---|---|---|---|
AlZn78Cu1 | 73 | 66,99 | 8,24 |
AlZn78Cu2 | 78 | 73,12 | 6,25 |
AlZn78Cu3 | 81 | 76,53 | 5,52 |
|
El aumento de los contenidos de Cu y Al produce la retención de fases β y θ, lo cual origina un aumento en la dureza. En cambio, cuando aparecen las fases β y ɛ la dureza disminuye.
El programa Thermo-Calc permite conocer las fases existentes en cada una de las muestras estudiadas. Los resultados obtenidos son coherentes con las fases presentes en el diagrama de Börnstein, lo que despeja la discrepancia entre el diagrama de Börnstein y Jan.
Las muestras estudiadas presentan las mismas fases que las obtenidas mediante Thermo-Calc más las fases ɛ, y θ, que tienden a desaparecer conforme se acercan a un estado de equilibrio. Estos resultados, fueron coherentes con los obtenidos en el estudio mediante Difracción de RX que mostraron que en estado de colada y homogeneizado se observó una disminución de la intensidad de los picos de las fases ɛ, y θ.
La metodología presentada en este trabajo, permite obtener una buena aproximación de la dureza que tendrá cualquier aleación cuya composición química esté comprendida entre las dos series estudiadas en este trabajo, con un error constante, cuyo valor depende de las condiciones en las que se realice el pronóstico.
La metodología expuesta en este trabajo, puede extrapolarse a otros sistemas ternarios para predecir sus propiedades mecánicas.