ALEACIONES DEL SISTEMA PbSn

ALEACIONES Al-Cu.

Al-1(10% Cu, resto Al).

Al-6(35% Cu, resto Al).

X-16(4% Cu, resto Al; aleacin moldeada en arena).

X-14(idem a la X-16, tratada: 525 C, 16 horas + temple en agua).

X-15(idem a la X-14, calentada posteriormente a 260 C durante 70 horas).

Observar sin ataque en estado pulido.

Para reconocer la fase tamponar con algodn impregnado en solucin al 10% (NO3)3 Fe.

Basado en las Prcticas de Metalografa elaboradas por el Catedrtico Profesor J. A. PERO SANZ (Ctedras de Metalotecnia de la ETSIMM y ETSIMO).

Revisin de J. O. Garca y J. I. Verdeja. Abril 2008El sistema AlCu, como puede apreciarse en el correspondiente diagrama de equilibrio, presenta una eutctica para 33% de Cu a la temperatura de 548 C. La eutctica est constituida por solucin slida de Cu en el Al y por un compuesto intermetlico de composicin qumica aproximada, o ms bien de composicin estequiomtrica CuAl2. El Al retiene en solucin slida hasta un 5,65% de Cu a la temperatura de 548 C. A medida que la temperatura cae rpidamente, lo hace la solubilidad del Cu en el Al y a la temperatura ambiente solubiliza solamente 0,5% de Cu.

En el sistema AlCu, la separacin entre las lneas de slidus y de lquidus es relativamente grande, y ello unido a la tendencia a estados de inequilibrio origina el que composiciones inferiores al 5%, por ejemplo, una aleacin que tuviera 98% de Al y 2% de Cu, y que presumiblemente estara constituida nicamente por granos de solucin slida , sin embargo, como resultado de la solidificacin de no equilibrio puede incluso presentar algo de constituyente eutctico. Cuando la composicin es del orden del 4% de Cu y la solidificacin se realiza en las condiciones habituales de tipo industrial, prcticamente siempre se presenta la eutctica. Volvemos a insistir, no debera aparecer en ningn caso mientras la composicin en Cu fuera inferior a 5,65%. Por otra parte, el amplio intervalo de solidificacin no impide que la aleacin tenga una buena colabilidad.

La cristalizacin es favorable para una buena colabilidad. Sin embargo, una caracterstica desfavorable del sistema AlCu es la tendencia al agrietamiento en caliente que las aleaciones presentan. La gran ventaja de este tipo de aleaciones es su posibilidad de endurecimiento estructural por maduracin una vez hipertemplada la aleacin; y ello hace elegibles estas aleaciones cuando la caracterstica determinante que en ella se busca es la resistencia mecnica. Son, sin embargo, poco resistentes a corrosin por la presencia del constituyente CuAl2.

Diagrama Al - Cu

La probeta Al1 tiene 10% de Cu y resto Al. Con ayuda del diagrama de equilibrio se ve la coherencia existente entre la estructura observada y las previsiones. Aparece como constituyente disperso la solucin slida de cobre en el aluminio, y como constituyente matriz la eutctica de 33% de Cu, formada por solucin slida y el constituyente CuAl2. Este constituyente ha sido ennegrecido por ataque con solucin al 10% de nitrato frrico; el ataque no se ha realizado por inmersin, sino frotando con la solucin de nitrato frrico la superficie de la probeta despus de pulido con magnesia, pero incluso antes de que la probeta fuese secada. La estructura muestra que las propiedades mecnicas dependern fundamentalmente de la eutctica, y sta es frgil. Por eso, las aleaciones de moldeo con mayor proporcin de eutctica que la que ahora observamos son tan frgiles que no tienen inters industrial; de hecho, la muestra que estamos observando de Al10% de Cu es, en la prctica, el lmite de inters del sistema AlCu para las aleaciones industriales. Aleaciones con mayor contenido en cobre que la presente, prcticamente no tienen ninguna utilidad. Esta aleacin tiene buena colabilidad, buena estanqueidad, una fragilidad de contraccin media, una maquinabilidad excelente, buena resistencia mecnica en caliente; tiene en cambio regular soldabilidad y baja resistencia a la corrosin. Sus aplicaciones tpicas son piezas moldeadas en arena y coquilla con buena resistencia mecnica a temperatura y resistencia al desgaste, tales como mbolos, culatas refrigeradas por aire, casquillos, cuerpos de gua para empujadores de vlvula, etc.

Probeta Al-1. Estado bruto de moldeo. 100

Probeta Al-1. Estado bruto de moldeo. 400

La siguiente aleacin que podemos observar es la correspondiente a la probeta Al6. Su composicin es Al35% de Cu. Es por consiguiente una aleacin hipereutctica en que el constituyente disperso es precisamente el CuAl2, en tanto que el constituyente matriz sigue siendo la eutctica de 33% de Cu. Puede verse todo ello a 100 y las proporciones de ambos constituyentes responden a la regla de los segmentos inversos, que es de fcil aplicacin, como se sabe, a cualquier sistema. La gran cantidad de eutctica presente en la aleacin Al6 nos seala su carcter notablemente menos tenaz, ms frgil que el de la aleacin Al1; y por consiguiente justifica que exista un lmite superior en composicin qumica en Cu para las aleaciones de moldeo; que, desde el punto de vista prctico, para el sistema AlCu, hemos dicho se halla en el 10% aproximadamente. Del mismo modo, existe un lmite superior en composicin en Cu para las aleaciones de forja. Este lmite se sita, aproximadamente, alrededor del 4%; es decir, en un contenido inferior al 5,65% que es el lmite mximo de solubilidad del cobre en el Al a elevada temperatura. Se trata con ello de evitar la presencia de la eutctica y favorecer las operaciones de conformacin que implcitamente llevan anejas todas las aleaciones cuyo empleo fundamental sea en la lnea de forja.

Probeta Al-6. Estado bruto de moldeo. 100

Probeta Al-6. Estado bruto de moldeo. 400

Hay inciertos comentarios sobre el sistema AlCu, hicimos referencia a los estados de inequilibrio, estados a los que es bastante propenso este sistema. Y, concretamente, nos referamos a la aleacin Al4% de Cu, para mostrar cmo una aleacin de la que cabe esperar, tericamente, una estructura de solucin slida alfa, puede presentar una estructura con eutctica como resultado del desplazamiento hacia la izquierda de la lnea del slidus, si las condiciones de solidificacin son de no equilibrio. Decamos que, desde el punto de vista industrial, siempre se dan unas condiciones de inequilibrio. Concretamente, la probeta X16 corresponde a una aleacin de Al con 4% de Cu moldeada en arena. A 100 puede apreciarse la presencia de la matriz eutctica formada por solucin slida y el compuesto intermetlico CuAl2. Matriz eutctica que contornea el constituyente primario, que es solucin slida (vase en la solucin slida la segregacin dendrtica). La eutctica aparece no solo en los contornos de grano, sino tambin en los espacios interdendrticos. Por otra parte, esta muestra presenta en algunas zonas una cierta cantidad de sopladuras o de discontinuidades producidas por el desprendimiento gaseoso durante la solidificacin.

Probeta X-16. Estado bruto de moldeo en arena. 100

Probeta X-16. Estado bruto de moldeo en arena. 400 La siguiente probeta, X14, es la misma aleacin que hemos observado anteriormente, pero despus de someter la aleacin a un tratamiento trmico consistente en calentamiento a 525C durante 16 horas, seguido de temple en agua. En realidad, el tratamiento que acabamos de indicar ha conseguido una doble finalidad en la aleacin: desde el punto de vista microgrfico, vase a 100 , que ha desaparecido la eutctica; y tambin se ha logrado eliminar la segregacin dendrtica en el interior de los granos. El calentamiento a 525 C durante 16 horas recibir el nombre de recocido de homogeneizacin. Su finalidad, que es hacer desaparecer las heterogeneidades en composicin qumica, ha trado como consecuencia un doble aspecto: de una parte la desagregacin de la eutctica de no equilibrio y redisolucin de los constituyentes simples que la componen; de otra, ha conseguido tambin la uniformizacin en composicin qumica en el interior de los granos, (ha hecho desaparecer la segregacin dendrtica o menor).

Probeta X-14. Tratada a 525 C 16 h + temple en agua. 100

Probeta X-14. Tratada a 525 C 16 h + temple en agua. 400 Ordinariamente, cuando el diagrama de equilibrio es similar al que estamos considerando, suelen efectuarse los tratamientos de homogeneizacin, en casos de inequilibrio, en dos etapas: primer calentamiento a temperatura inferior a la eutctica, que tiene por finalidad la redisolucin de la eutctica de inequilibrio; y otro segundo calentamiento, posterior al primero, a temperatura prxima a la lnea del slidus, siempre que nos mantengamos lo suficientemente alejados de ella como para que no se presenten fenmenos de perlaje. Es un tratamiento en dos etapas, a veces no necesario. Acabamos de comprobar como la aleacin Al4% de Cu bastara la permanencia a temperatura inferior a la eutctica (525 C durante 16 horas) para obtener la doble finalidad: redisolucin de la eutctica y homogeneizacin o uniformizacin en composicin qumica en el interior del grano. Durante este recocido de homogeneizacin hemos conseguido, tambin, un aumento en el tamao de grano, cosa que puede apreciarse fcilmente a 100 . Obsrvese cmo en algunas juntas de grano, en puntos triples, los ngulos que forman entre s las juntas de grano son prximos a 120. En realidad, cuando por una elevacin de temperatura se favorece la movilidad de las juntas de grano, stos tienden a avanzar, hasta formar entre s un ngulo de 120. Observando la muestra, vemos tambin la presencia de sopladuras, muchas de las sopladuras que habamos observado en la probeta X16 siguen permaneciendo en esta muestra; si bien no marcan contornos de grano, puesto que las juntas de grano han rebasado los espacios interdendrticos y ahora se encuentran en el interior de algunos granos dichas sopladuras. Un aspecto que pasa inadvertido durante la observacin microscpica es el endurecimiento estructural. Las aleaciones del sistema AlCu, dijimos, son susceptibles de endurecimiento estructural por temple, seguido de maduracin natural a temperatura ambiente; y sealbamos que los precipitados suelen presentarse con un grado de finura tal que no llega a apreciarse su presencia al microscopio ptico. Este es precisamente el caso. La aleacin ha sido calentada a 525 C y desde ah, exenta de todo tipo de precipitado, fue bruscamente enfriada en agua, mantenindose en estado metaestable la estructura caracterstica de temperaturas ms altas; y, por permanencia a simple temperatura ambiente, la aleacin ha ido madurando; ha tenido lugar todo el proceso de precipitacin mediante estados previos de pre-precipitacin con formacin de zonas de GuinierPreston (aspectos que en su da hemos desarrollado en las clases tericas).

El endurecimiento en el sistema AlCu sabemos que puede producirse tambin por maduracin artificial, es decir, por calentamiento a temperaturas bajas, inferiores a 200 C durante el tiempo oportuno. Si el calentamiento de revenido o de maduracin artificial, que as se llama ese tratamiento que sigue al temple, si ese calentamiento tiene lugar a temperaturas muy superiores a los 200 C, los precipitados, los finos precipitados que ni siquiera llegamos a advertir microscpicamente, coalescen hasta alcanzar tamaos visibles; y disminuye la dureza y la resistencia de la aleacin con relacin al estado de endurecimiento estructural. Se suele decir que la aleacin est sobremadurada. Tambin suele tener lugar una sobremaduracin, aunque la temperatura fuera la correcta, si el calentamiento se prolonga excesivamente.

La probeta X15 es la misma probeta X14 pero vuelta a calentar a 260 C despus de haber sido templada, vuelta a calentar durante 70 horas. A 100 se observa la coalescencia de los precipitados y la aparicin extensa de precipitados que, observados a 1000 , presentan la forma de placas o de agujas que crecen o se alinean a lo largo de planos cristalogrficos especficos, o direcciones de cristales de la matriz. Este tipo de crecimiento de precipitados suele recibir, con frecuencia, la denominacin de estructura Widmansttatten, por analoga a la estructura de Widmansttatten que ya comentamos en su da a propsito de las aleaciones frreas.

Probeta X-15. Tratada a 525 C 16 h + temple en agua + 260 C 70 h. 100

Probeta X-15. Tratada a 525 C 16 h + temple en agua + 260 C 70 h. 1000

Como antes mostrbamos, el crecimiento de un ncleo proporciona un aumento de energa de la red por distorsin menor si los nuevos tomos se adhieren a las aristas de aqul ncleo para formar plaquetas finas. Si la sobresaturacin es pequea, la disminucin de energa para la formacin de fase puede venir contrarrestada por un aumento de energa de distorsin producido por la fase al formarse en el interior de la . Entonces para minimizar este efecto de distorsin, la fase , como en este caso, suele desarrollarse en forma de lminas o de agujas. Esta estructura, que hemos denominado de Widmansttatten, es tpica de estados de poca sobresaturacin. Si la precipitacin, por tratamiento trmico, se hubiera realizado a temperatura ms baja (en vez de a 260 C, por ejemplo, a 200 C) es lgico que la sobresaturacin sea mayor, puesto que a dicha temperatura nos encontramos ms alejados del punto crtico de comienzo de precipitacin o de prdida de solubilidad. Pues bien, cuando las transformaciones tienen lugar con mayor sobresaturacin, los tiempos de incubacin son menores y las velocidades de nucleacin son grandes; se forman abundantes ncleos que crecen rpidamente; y, en este caso, suelen constituir precipitados de tipo globular, ya que la energa de distorsin es plenamente compensada con la disminucin de energa que se produce al formarse la fase . Y con la observacin de estas tres muestras de la aleacin Al4% de Cu, aleacin representativa de una aleacin de forja, damos por terminada la observacin microgrfica relativa al sistema AlCu.BIBLIOGRAFIAJ. A. PERO SANZ ELORZ. Ciencia e Ingeniera de Materiales. 5 Edicin (2006). Editorial CIE Dossat. p. 132; 228 .234.

CUESTIONARIO1.- Qu aleaciones Al-Cu son susceptibles de endurecimiento estructural? Diferencie los conceptos maduracin, maduracin artificial y sobremaduracin.

2.- A qu se debe que en la probeta X-16 se observe un constituyente matriz eutctico?. Porqu desaparece despus de un tratamiento de homogeneizacin?.

3.- Por qu se limita el contenido en Cu en las aleaciones para moldeo?. Cite algunas de sus aplicaciones.

4.- Resolver los ejercicios VI-10; VI-Problema B; VII-2; VII-9; XI-23; XI-24 y XI-25.