EVOLUCIÓN DE DUREZA Y MICROESTRUCTURA EN Al-Cu-Mg-Si-Ge y Al-Cu-Si-Ge

Morello, Diego Nicolás

Tutores: Dr. Tolley Alfredo; Mg. Victoria Castro-Riglos

Grupo Física de Metales

Comisión Nacional de Energía Atómica (CNEA)

Av Bustillo 9500 Bariloche. Argentina

e-mail: nicolasmorello@hotmail.com

Palabras claves: Aleaciones termoenvejecibles, Precipitación en aleaciones Al-Cu, Dureza y microestructura en aleaciones de Al.

Resumen. El objetivo del trabajo presentado es analizar la evolución de la dureza y microestructura en aleaciones base Al-Cu y Al-Cu-Mg con microaleantes de Si y Ge. Se determinaron los valores de dureza para diferentes tiempos de envejecimiento y mediante el microscopio electronico de transmisión (TEM) fué estudiada y caracterizada la microestructura. En ambas aleaciones se observó un pico de dureza al cabo de 3 horas de recocido a 190ºC, con un valor significativamente mayor en la aleación que contiene Mg. Ambas aleaciones se caracterizaron por la presencia mayoritaria de la fase Ө´. En la que no contiene Mg se observaron, además, precipitados de Si-Ge. En cambio, en la aleación que contiene Mg se observó una alta densidad de pequeños precipitados, que de acuerdo a estudios microanáliticos podrian ser de Mg-Si-Ge. Estos podrían explicar la mayor dureza de la aleación.

1 INTRODUCCIÓN Las aleaciones de aluminio son las más importantes entre las no ferrosas. Principalmente

se destacan por su elevada resistencia mecánica en relación a su peso, su endurecibilidad por deformación y envejecimiento, su resistencia a la corrosión y su precio relativamente bajo. Por todo ello son de gran interés para diversas aplicaciones, en especial, aquellas vinculadas a la industria automotriz y aeroespacial [1].

Las propiedades mecánicas de las aleaciones dependen tanto de la composición, como así también del tamaño, forma y distribución de sus fases en la matriz de aluminio. El agregado de aleantes y microaleantes, que se disuelven en el aluminio a alta temperatura y luego precipitan durante recocidos a menor temperatura (envejecimiento artificial), conducen a modificar intensamente las propiedades de dicha aleación.

La presencia de Silicio y Germanio en aleaciones Al-Cu, aún en pequeñas proporciones, genera sitios preferenciales de nucleación heterogénea para la fase Ө´, de composición Al2Cu. Esta particularidad genera que el material alcance un mayor pico de dureza en un periodo de tiempo más corto, sumado a una mayor estabilidad microestructural luego de prolongados tiempos de envejecimientos [2].

En el presente trabajo se presentan los resultados de un estudio realizado sobre la evolución de la dureza y la microestructura en dos aleaciones de aluminio de Al-Cu-Si-Ge y Al-Cu-Mg-Si-Ge. Los resultados son mostrados para diferentes tiempos de envejecimiento, manteniéndose constante la temperatura del proceso de recocido.

2 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Los bloques iniciales de las aleaciones en estudio se fundieron en un horno de arco

eléctrico. La composición final en porcentaje atómico de las aleaciones fue: Al-2%Cu-0.5%Si-0.5%Ge y Al-2%Cu-2%Mg-0.5%Si-0.5%Ge respectivamente.

Al salir del horno, la forma de los bloques fundidos era aproximadamente cilíndrica, con unos 10mm de diámetro aproximado y una longitud próxima a los 70mm. A los fines de garantizar una homogénea distribución en la composición, los bloques se sometieron a un tratamiento de homogenización. El proceso se llevo a cabo durante 48 horas y a una temperatura de 500ºC en una atmósfera de Argón. A tal efecto se utilizaron tubos de Cuarzo sellados herméticamente. Desde esta temperatura se enfriaron rápidamente en un baño de agua con hielo.

Las aleaciones fueron solubilizadas a una temperatura de 500ºC durante 10 minutos. Inmediatamente después se templaron en un baño de agua con hielo. Este proceso conduce a un punto de partida común para todas las muestras.

A partir de los lingotes cilíndricos se obtuvieron rodajas del material con un espesor aproximado de 1mm. Para el proceso de corte fue utilizado un disco diamantado con una baja velocidad de corte, inmerso en un fluído refrigerante a los efectos de evitar el calentamiento de las muestras.

Las muestras de ambas aleaciones fueron envejecidas simultáneamente por diferentes tiempos a una temperatura de 190ºC. El control de la temperatura se efectuó utilizando una termocupla externa y con un rango de variación de no más de 1ºC.

Se realizaron mediciones de dureza Vickers en un durómetro Mitutoyo, utilizando una carga de 100g.

Para preparar las muestras a observar en el TEM, partiendo de las rodajas iniciales se cortaron por electroerosión discos con un diámetro de 3 mm. Dichos discos fueron pulidos mecánicamente con lija 600 hasta alcanzar un espesor de entre 120 micrones y 150 micrones. Estos, luego fueron sometidos a un pulido electroquímico en una pulidora del tipo doble Jet (TENUPOL 3), utilizando una solución de ácidos sulfúrico y fluorhídrico disueltos en metanol. El electrolito fué enfriado hasta aproximadamente -25ºC y la tensión aplicada fué de 15V.

Las observaciones de microscopia electrónica de transmisión (TEM), se realizaron en un microscopio Philips CM200 UT, operado a 200kV.

3 RESULTADOS Con el objetivo de facilitar la comprensión de los resultados, esta sección se divide en dos

partes claramente diferenciables. En la primera de ella se trazan los gráficos correspondientes que muestran la dureza de las aleaciones y su variación en el tiempo. En la restante será analizada y caracterizada la microestructura en las muestras seleccionadas oportunamente.

3.1 ENDURECIMIENTO Para los ensayos de dureza se seleccionaron muestras con envejecimientos de ½ hora,

1hora, 3 horas, 6 horas, 10 horas y 100 horas. En todos los casos el tratamiento térmico se desarrollo a una temperatura constante de 190ºC. Además se analizaron las muestras originales, es decir sin envejecimientos.

Cada uno de los valores de dureza que se presentan corresponden al promedio de 10 mediciones, expresándose cada dato en unidades de dureza Vickers (VHN).

La figura 1 muestra las curvas que reflejan la respuesta al endurecimiento por precipitación de las aleaciones Al-Cu-Mg-Si-Ge y Al-Cu-Si-Ge. Ambos gráficos permiten visualizar la evolución de la dureza en función del tiempo de envejecido.

0 20 40 60 80 100100

120

140

160

180

200

220

Dureza Al-Cu-Mg-Si-Ge Al-Cu-Si-Ge

Dur

eza

Vic

kers

Tiempo de envejecimiento (h)

Figura 1: Dureza de aleaciones Al-Cu-Mg-Si-Ge y Al-Cu-Si-Ge envejecidas a 190ºC.

Se observa que si bien el pico de dureza ocurre para el mismo tiempo (3 horas), la aleación Al-Cu-Mg-Si-Ge alcanza una mayor dureza.

3.2 MICROESTRUCTURA 3.2.1 PRECIPITACIÓN EN Al-Cu-Mg-Si-Ge

A los fines de comprender mejor a los mecanismos que producen el incremento de dureza a las aleaciones en análisis, se consideró interesante estudiar la muestra de dureza pico y luego compararla con alguna muestra que haya sufrido una disminución de tal magnitud. Por lo tanto, las muestras estudiadas fueron las de 3 horas y 10 horas de envejecimiento respectivamente

En la figura 2 pueden ser observados los patrones de difracción correspondientes al eje de zona [0 0 1] (figura 2a) y cercano al eje de zona [0 1 1] (figura 2b) de la muestra con envejecimiento de 3 horas.

(a) (b)

Figura 2: Patrones de difracción para Al-Cu-Mg-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 3 horas. Tomados en: (a) eje de zona [0 0 1]. (b)Cerca del eje [0 1 1], en condición de dos haces con g=2 0 0.

En ambos patrones se ven reflexiones adicionales, que indican la presencia de la fase Ө´. En las figuras 3a y 3b se exponen respectivamente, imágenes microestructurales de campo claro y campo oscuro que ilustran la distribución de dicha fase.

(a) (b)

(c) (d)

Figura 3: Microestructura en Al-Cu-Mg-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 3 horas. (a) Campo claro. (b) Campo oscuro obtenido con las reflexiones indicadas en la figura 2a. (c) Campo claro, (d) Campo oscuro

obtenido con la reflexión indicada en la figura 2b.

En la figura 4 se muestra el patron de difracción tomado en el eje de zona [0 0 1] para una muestra envejecida durante 10 horas. Mientras que en las figuras 5a y 5b se muestran, respectivamente, imágenes de campo claro y campo oscuro de la microestructura que posee la misma muestra.

Figura 4: Patron de difracción para Al-Cu-Mg-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 10 horas, tomado en el eje de zona [0 0 1].

(a) (b)

Figura 5: Microestructura en Al-Cu-Mg-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 10 horas. Imágenes tomadas en el eje de zona [0 0 1]. (a) Campo claro, (b) Campo oscuro

En ambas muestras analizadas, la microestructura es similar. Se observan 2 familias de placas de fase Ө´ , paralelas a los planos (2 0 0) y (0 2 0) respectivamente. Se advierte además la presencia de otra fase, viéndose ésta como puntos claros en la imagen. Se determinó el largo promedio de las placas Ө´ en imágenes del tipo 3b y 5b. Los resultados fueron: 49nm para 3 horas y 58nm para 10 horas.

Los gráficos de la figura 6 son los espectros de rayos X que se obtuvieron concentrando el haz sobre los precipitados indicados en la figura 7.

El gráfico 6a es el resultado del microanálisis sobre el precipitado circular. Esencialmente se pueden observar picos de Mg, Si y Ge, que están ausentes en el espectro correspondiente a la figura 6b, obtenido sobre la placa de fase Ө´. En este último se observan picos que indican claramente la presencia de Cu. Estos resultados sugieren que los precipitados circulares son de Mg-Si-Ge.

(a) (b)

Figura 6: Espectro de rayos X para Al-Cu-Mg-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 10 horas.(a) Precipitados de Mg-Si-Ge. (b) Precipitado Ө´.

Figura 7: Microestructura en Al-Cu-Mg-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 10 horas.

3.2.2 PRECIPITACIÓN EN Al-Cu-Si-Ge

La figura 8 muestra el patrón de difracción tomado cerca del eje de zona [0 1 1]. La imágenes de campo claro y campo oscuro tomadas en tal condición de difracción se muestran las figuras 9a y 9b respectivamente.

Figura 8: Patron de difracción para Al-Cu-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 3 horas, tomado cerca del eje de zona [0 1 1].

(a) (b)

Figura 9: Microestructura en Al-Cu-Si-Ge envejecida a 190ºC durante 3 horas. Imágenes tomadas cerca del eje de zona [0 1 1]. (a) Campo claro, (b) Campo oscuro.

Las imágenes muestran claramente que la microestructura de la aleación presenta una fina dispersión de la fase Ө´. En la imagen de campo oscuro se observa la proyección de las placas de la fase Ө´ que se hallan inclinadas respecto al haz de electrones. En el campo claro se advierte además la presencia de precipitados Si-Ge señalados con flecha en la figura 9a.

La longitud promedio en el punto de envejecimiento máximo de las placas Ө´, tomadas en imágenes tipo 9b, resultó ser de 38nm.

4 DISCUSIÓN Si bien el tiempo de envejecimiento para el cual se alcanza el pico de dureza en ambas

aleaciones resultó ser similar (3 horas), la aleación que contiene Mg alcanza un valor de dureza significativamente superior respecto de la otra. Los valores de dureza máxima fueron 205 HVN y 150 HVN para las aleaciones con y sin magnesio respectivamente.

Dado que las longitudes de las placas de la fase Ө´ en ambas aleaciones resultaron ser similares para 3 horas de envejecimiento, la mayor dureza de la aleación con Mg podría estar relacionada con la presencia de partículas precipitadas de Mg-Si-Ge.

Es importante notar que en aleaciones de Al-Cu-Mg de composiciones similares a la de la aleación con Mg estudiada en este trabajo, es de esperarse la precipitación de la fase S ,de composición Al2CuMg, según lo indica la literatura [1,3]. Sin embargo, los resultados muestran claramente la formación de la fase Ө´. Este hecho muy probablemente estaría relacionado con la presencia de microalentes de Si y Ge.

Es claramente observable la presencia de la fase Ө´ para las dos condiciones de envejecimiento que fueron analizadas en la aleación con Mg. El tamaño promedio de los precipitados resulto ser de 49nm para 3 horas y de 58nm para 10 horas. Esta situación era de esperarse, ya que al incrementarse el tiempo del recocido, el tamaño de los precipitados tiende a crecer, a la vez que la densidad se reduce. Este hecho puede explicarse a razón de que los precipitados de mayor tamaño comienzan a crecer a expensas de los más pequeños. Este es el origen de la disminución de la dureza, dado que las dislocaciones encuentran menor dificultad en desplazarse. Cabe destacar que la dureza no presenta una caída abrupta con el tiempo de envejecimiento, manteniéndose un porcentaje significativo del valor máximo. Esta característica es conocida como resistencia al sobre envejecimiento.

5 CONCLUSIONES

De acuerdo a las tareas desarrolladas y a los resultados mostrados en el trabajo, se puede concluir que:

En las aleaciones estudiadas el pico de dureza se alcanzó en ambos casos al cabo de 3 horas de recocido. La aleación que contiene Mg mostró una respuesta significativamente superior en los valores de dureza frente a la otra.

Desde el punto de vista microestructural ambas aleaciones se caracterizaron por la presencia de un fina dispersión de la fase Ө´. En la que no contiene Mg existen, además, precipitados de Si-Ge. En cambio, en la aleación que contiene Mg se observó una alta densidad de pequeños precipitados, que de acuerdo a estudios microanáliticos podrían ser de Mg-Si-Ge. Estos podrían explicar la mayor dureza de la aleación.

6 REFERENCIAS

[1] I. Polmear. Light Alloys: Metallurgy of the Light Alloys. Butterworth-Heinemann (1995). [2] D. Mitlin, V. Radmilovic, U. Dahmen, and J.W.Morris, Jr. Metallurgical and materials transactions A. Vol34A: 735-742 (2003)

[3] S.P.Ringer, K. Hono. Materials characterization. Elsevier Science Inc. Vol44:101-131 (2000)