TRATAMIENTOS TERMICOS Y MECANICOS EN ALUMINIO. 1) Intr Introd oduc ucci ción ón..
Todas Todas las aleaciones de aluminio comerciales disponibles son policristalinas y consisten de un gran número de cristalitos (granos). Estos tienen una estructura cúbica de caras centrada (fcc). La estructura estructura cristalina, junto con los defectos defectos cristalinos, son la bases de todas las propiedades de los materiales. Hay un número de propiedades que son constantes o mayormente constantes. Otras, tales como el modulo de oung oung o calor especifico, son apenas afectadas por los defectos de la red, mientras las propiedades tales como resistencia mec!nica y conducti"idad el#ctrica son fuertemente dependientes de tales defectos. $asi todas las propiedades de importancia comercial comercial caen en mayormente en esta categor%a. categor%a. Ellas est!n afectadas por por los defectos de red, tama&o de grano y distribuci'n, y el tipo, tama&o y distribuci'n de otras fases. Los defectos de red pueden ser subdi"ididos en a) efec efectos tos punt puntual uales es , tales tales com como o * * *
+acanc cancia ias, s, o sit sitio ioss de red red "ac "acan ante tes. s. to tomos in inters tersti ticciale ialess. tomos tomos de soluto soluto en sitios sitios interst intersticiale icialess o prese presentes ntes en lugar lugares es de de !tomos !tomos de aluminio (!tomos sustitucionales). sustitucionales).
b) efectos unidimensionales unidimensionales (lineales), (lineales), tales como * islocaciones islocaciones de tornillo y borde, y dislocaciones dislocaciones que contienes componentes de ambos. c) efectos bidimensionales (plano), tales como * * * *
-allas de apilamiento. ordes de maclas. /ub*bordes. orde de fases o l%mite de fases.
d) efectos de red tridimensionales (espacial), (espacial), tales como * * * *
0oros. $a"idades. 1rietas. 2nclusiones (es decir, part%culas de arena de moldeo atrapadas).
Las figuras 3 a 4 son representaciones esquem!ticas de defectos de red en una red cúbica simple. /e debe 5acer referencia a la bibliograf%a para una cobertura m!s detallada de defectos de red.
Figura 1 efectos de red
no dimensionales en una red cúbica simple. a) +acancias, +acancias, b) i"acancias, c) tomo intersticial, el cual puede ser un !tomo de 6luminio u otro !tomo y d) !tomo e7tra&o reempla8ando un !tomo de 6luminio (!tomo sustitucional).
Figura 2 efectos de red unidimensionales en una estructura cúbica simple, mostrando a) una
dislocaci'n de borde y b) una dislocaci'n de tornillo. A Lína d di!"ocación. # $ctor d #urgr!.
Figura % efectos de red bidimensionales en una estructura cúbica simple, mostrando a) un borde de
grano de !ngulo grande y b) borde de grano de !ngulo peque&o.
9aclado por deformaci'n o mec!nico no puede ocurrir en materiales base aluminio. La deformaci'n pl!stica ocurre como un resultado del mo"imiento de dislocaciones. dislocaciones. 0or esta esta ra8'n, ra8'n, el compo comporta rtamie miento nto durant durantee el forma formado do es deter determin minado ado por la dens densid idad ad de disl disloc ocac acio ione nes, s, la 5abi 5abili lida dadd de form formar ar nue" nue"as as disl disloc ocac acio ione nes, s, su mo"ilidad e interacciones entre dislocaciones o entre una dislocaci'n y otro defecto de la red. La energ%a de falla de apilamiento en aluminio, :.; <=m ;, es muy alta> esto
e7plica porque las fallas de apilamiento no ocurren durante la deformaci'n de aluminio puro. La predicci'n de las propiedades basadas sobre el conocimiento de los defectos de red esta en una fase inicial y toda"%a no es posible con certe8a 5acer predicci'n cuan cuanti tita tati" ti"aa basa basada da en tale taless dato datos. s. /in /in emba embarg rgoo uno uno pued puedee usar usar la teor teor%a %a de disloc dislocaci acione oness para para e7p e7plic licar ar una gran gran canti cantidad dad de proces procesos, os, y las propie propiedad dades es resultantes de los materiales, cualitati"amente. La concentraci'n de equilibrio de defectos de red es dependiente de la temperatura, como se ilustra por la dependencia de la temperatura de la concentraci'n de equilibrio de las "acancias mostradas en la figura ?. $erca del punto de fusi'n del aluminio, es probable que se tenga una concentraci'n concentraci'n de "acancias de 3: *?.
Figura & $oncentraci'n de equilibrio de
"acancias en 6luminio en funci'n de la temperatura.
La densidad de dislocaciones es definida como el número total de l%neas de dislocaciones que cortan a tra"#s de unidad de !rea o al largo total de l%neas de dislocaciones por unidad de "olumen (la unidad es cm *; o m*;). Estas se pueden determinar midiendo la densidad del picado*ataque (figura @). Las densidades de disloc dislocaci acione oness t%pica t%picass para para alumin aluminio io est!n est!n en el rango rango desde desde 3: 3: m*; para un monocristal preparado cuidadosamente, 5asta 3: 3; m*; para estructuras de colada a 3:3A m*; para estructuras fuertemente trabajadas en fr%o. (Las dislocaciones son menos nobles que sus alrededores con la matri8. Entonces, por el uso de reacti"os qu%m qu%mic icoo disp dispon onib ible les, s, los los punt puntos os de inte inters rsec ecci ci'n 'n de las las disl disloc ocac acio ione ness con con la supe superf rfic icie ie pued puedee ser ser pref prefer eren ente teme ment ntee atac atacad adaa de mane manera ra dire direcc ccio iona nalm lmen ente te** orientadas. La densidad del ataque*picado, por tanto la densidad de dislocaciones, es determinada por el conteo del numero de picado por unidad de !rea).
Figura ' 0icado por ataque a diferentes orientaciones en aluminio sin aleantes a ;::7.
2ncluso en el equilibrio, los defectos de red no est!n en reposo, es decir, difusi'n de "acancias o desli8amiento de dislocaciones pueden ocurrir. Estos mo"imientos y cualquier otro proceso que implica defectos de red son marcadamente dependientes de la temperatura. Esto e7plica porque cualquier propiedad y cambio de propiedades que dependa de estos mecanismos son tambi#n dependientes de la temperatura. El mecanismo b!sico que conduce a cambios en las propiedades durante el formado y tratamiento t#rmico ser! aqu% considerado bre"emente. Los defectos que son de significado pr!ctico ser!n tratados en las secciones ; a 3:. (o!i" *cani!*o d ndurci*into +au*nto d r!i!tncia *c,nica).
El aumento de resistencia se puede e7plicar como sigue. El principal mecanismo de deformaci'n pl!stica en aluminio es atribuible al mo"imiento de dislocaciones. /iempre que las dislocaciones sean capaces de mo"erse libremente a tra"#s de la matri8, la resistencia del material ser! baja. En cambio, si el mo"imiento libre de las dislocaciones se "e afectado, una fuer8a adicional es necesaria para que las dislocaciones superen este obst!culo. Esto se manifiesta como un aumento de la resistencia. Los di"ersos mecanismos de endurecimiento difieren en el camino en que se imparte el mo"imiento de las dislocaciones a) 2ntersecci'n de dislocaciones. El trabajo en fr%o aumenta la resistencia a la deformaci'n por la formaci'n de nue"as dislocaciones. Estas dislocaciones entonces se intersectan e impide mutuamente mo"imientos entre ellas. El mo"imiento de dislocaciones se torna m!s dif%cil cuando la densidad de dislocaciones se incrementa (endurecimiento por deformaci'n). b) ordes de grano. Beduciendo el tama&o de grano tambi#n nos conduce a un aumento en la resistencia porque un mayor número de bordes de grano puede actuar como barrera al mo"imiento de dislocaciones (endurecimiento por grano*fino). E7iste una acumulaci'n de dislocaciones en los bordes de grano. Cna fuer8a adicional es requerida para mo"er una dislocaci'n desde un grano a un grano adyacente y esta dado por la ecuaci'n de Hall* 0etc5 D Di F Gd*3=; donde
D l%mite de fluencia. Di esfuer8os friccionales internos que impiden el mo"imiento de dislocaciones. G una constante independiente del tama&o de grano. d di!metro de grano.
c) tomos de soluto. $omo se muestra en la figura 3, 5ay campos de esfuer8os asociados con los !tomos de soluto que las dislocaciones deben superar, y estos causan endurecimiento por aleaci'n (endurecimiento por soluci'n s'lida).
d) 0art%culas. El mecanismo de endurecimiento por precipitaci'n o fortalecimiento por dispersi'n esta basado en part%culas que impiden el mo"imiento de dislocaciones a tra"#s de la matri8. Estas part%culas pueden ser otras fases, por ej. producidas como resultado de un tratamiento de en"ejecimiento, o part%culas e7tra&as. ependiendo del tama&o de la part%cula, la dislocaci'n puede cortarla o doblar alrededor de ella, dejando tras de s% un la8o de dislocaci'n (por medio del llamado mecanismo de Oroan). En ambos casos, es requerida una fuer8a adicional, lo cual es asociado con el aumento en la resistencia. El esfuer8o adicional necesario para superar la barrera presentada por una part%cula depende del tama&o de la part%cula, como se muestra en la figura A. El mecanismo que requiere el menor esfuer8o adicional ser! siempre el que se aplique en la pr!ctica. El m!7imo aumento en la resistencia es as% obtenido para un di!metro de part%cula cr%tico, d crit. Esto a su "e8 depender! de la naturale8a de la part%cula (borde de fase, "er figura I)> en aleaciones de aluminio, es :.@ a @ nm para 6l 4-e y 6l ;$u y tanto mas como @: nm para la fase 6l 4Li. J
Figura - Esquema que muestra el
esfuer8o adicional K requerido para mo"er una dislocaci'n que pase un obst!culo como funci'n del tama&o de la part%cula d. Ks Esfuer8o necesario para el mecanismo de corte. Ko Esfuer8o necesario para el mecanismo de Oroan. crit i!metro critico de part%cula.
6dem!s del tama&o de las part%culas, la naturale8a del borde de fase con la matri8 es tambi#n importante. La co5erencia es un registro !tomo a !tomo entre los planos de la red en la part%cula y aquellos en la matri8> la part%cula se dice que es co5erente. e manera similar, con part%culas parcialmente co5erente, los planos at'micos en la part%cula son parcialmente continuos con aquellos en la matri8 (figura I), pero con part%culas inco5erentes, no 5ay tal continuidad. Esto lle"a a la red a estar sometida a diferentes grados de deformaci'n.
Figura Tipos de bordes de fases entre matri8
y part%culas a) $o5erente, b) 0arcialmente co5erente y c) 2nco5erente.
La tensi'n en la red es mayor cuando el borde de fase es co5erente. El mo"imiento de dislocaciones encuentra un campo de esfuer8os mayores alrededor de part%culas co5erentes, lo que conduce a un marcado aumento en la resistencia. El campo de tensiones es menor en el caso de borde de fases parcialmente co5erentes y consecuentemente el aumento en la resistencia es menor. Los bordes de fase inco5erentes no conducen a ningún aumento de resistencia adicional y son as% inapropiados para prop'sitos de endurecimientos. Endurci*into /or n0ci*into.
En aleaciones de aluminio, endurecimiento por en"ejecimiento es sin'nimo de endurecimiento por precipitaci'n. Las aleaciones endurecibles por en"ejecimiento pueden ser objeto de tratamiento t#rmico que resultan en precipitaci'n y aumentan la resistencia. Cn prerrequisito es que tenga al menos un elemento de aleaci'n que disminuya su solubilidad s'lida con el descenso de la temperatura (figura M). El sistema 6l*$u es un buen ejemplo de esto (figura N). /in embargo, no todas las aleaciones que e75iben tal dependencia de la temperatura son endurecibles por en"ejecimiento. $omo ejemplo podemos citar las aleaciones binarias 6l*/i o 6l* 9g, que no son endurecibles por en"ejecimiento a pesar de cumplir con los prerrequisitos mencionados anteriormente (figuras 3: y 33). En la pr!ctica, las aleaciones endurecibles por en"ejecimiento usualmente tambi#n contienen otros elementos de aleaci'n.
L Temperatura de tratamiento de soluci'n. 6 Temperatura de temple. Temperatura de en"ejecimiento artificial.
Figura Esquema de sistema binario
disponible para endurecimiento por en"ejecimiento.
El endurecimiento por en"ejecimiento consta de tres etapas 3. Tratamiento de soluci'n Cna gran fracci'n como sea posible de los elementos de aleaci'n se tengan en soluci'n s'lida por calentamiento de la aleaci'n a ele"ada temperatura, en el rango donde ella e7ista como una soluci'n s'lida 5omog#nea, tal como el punto L en la figura M. ;. Templado La aleaci'n es r!pidamente enfriada desde la temperatura de tratamiento de soluci'n 5asta temperatura ambiente (punto 6) produciendo una condici'n de fuera del equilibrio, en la cual la soluci'n s'lida esta sobresaturada con !tomos de soluto. La baja mo"ilidad de los !tomos de soluto a temperatura ambiente significa que seguir! estando en soluci'n s'lida, al menos por un corto per%odo de tiempo. e manera similar, la concentraci'n de "acancias a la temperatura de recocido se PcongelanQ a bajas temperaturas. La soluci'n s'lida esta sobresaturada por partida doble, esto es, en !tomos de soluto y "acancias. 4. En"ejecimiento En"ejecimiento prolongado a temperatura ambiente (llamado en"ejecimiento natural) o a una temperatura moderadamente ele"ada tal como el punto en la figura M (en"ejecimiento artificial) causa que los !tomos de soluto precipiten fuera de la soluci'n s'lida. El ele"ado número de "acancias congeladas tiene un efecto beneficioso en el proceso de difusi'n. ependiendo de la aleaci'n, esto puede incluso ser posible a temperatura ambiente para precipitados de un tama&o cr%tico y=o para bordes de fases co5erentes o parcialmente co5erentes de forma que los resultados entreguen un aumento de resistencia. esde el punto de "ista termodin!mico, la aleaci'n no esta en condiciones de equilibrio de estado estacionario. /in embargo, la mo"ilidad de los !tomos de soluto es tan baja que la aleaci'n es metaestable, es decir, se mantendr! en su estado actual si no tiene perturbaciones, o esta sometida a perturbaciones muy peque&as, pero pasar! a un estado m!s estable cuando se somete a mayores perturbaciones.
Figura 3 /ecci'n de 6l*6l ;$u del sistema 6l*$u.
Figura 14 /istema 6l*/i, la l%nea punteada muestra la
e7tensi'n a la cual aleaciones modificadas pueden ser superenfriadas.
Figura 11 /ecci'n de 6l*6l M9g@ del sistema 6l*9g.
Co*/orta*into a "0ada! t*/ratura!.
6 ele"adas temperaturas, la resistencia de las aleaciones de aluminio disminuye debido al aumento de la mo"ilidad de los !tomos de soluto, "acancias y otros defectos de la red. En condiciones de endurecimiento por precipitaci'n metaestable, la difusi'n de !tomos de soluto a ele"adas temperaturas causara el crecimiento de los precipitados a un tama&o mayor que el tama&o cr%tico para un endurecimiento m!7imo. Tambi#n pueden ocurrir cambios en la estructura de borde de fase. La correspondiente perdida en resistencia es llamada sobre*en"ejecimiento. El mo"imiento y arreglo de dislocaciones puede ser posible a ele"adas temperaturas, especialmente en estructuras trabajadas en fr%o. 6 temperaturas no tan ele"adas, solo los defectos de mayor mo"ilidad pueden sufrir un reordenamiento en la red. Habr! una reducci'n en el número de defectos de red. Tales procesos se conocen como recuperaci'n. Ro 5ay un cambio apreciable en la microestructura. /i estructuras fuertemente trabajadas en fr%o, que contienen tantos defectos de red que la estructura de granos es "irtualmente destruida, son sometidos a un tratamiento t#rmico a
una temperatura suficientemente alta (llamada temperatura de recristali8aci'n), ocurrir! la formaci'n de nue"os granos (recristali8aci'n). /i un material se somete a deformaci'n a una suficientemente alta temperatura (por ej. por encima de la temperatura de recristali8aci'n) el endurecimiento (aumento de resistencia) y ablandamiento ocurre simult!neamente, esto corresponde a un trabajo en caliente en un sentido metalúrgico (ablandamiento din!mico). La superplasticidad es una forma especial de trabajo en caliente (secci'n 3;). 2) Endurci*into +au*nto d r!i!tncia *c,nica). Traao n 5río.
El trabajo en fr%o nos conduce a un incremento en resistencia como resultado de la formaci'n de dislocaciones adicionales, y el correspondiente aumento en la densidad de dislocaciones. Esto produce aumentos en el l%mite de fluencia, resistencia a la tracci'n, y disminuye el alargamiento a fractura y reducci'n de !rea. La figura 3;a es una cur"a t%pica que muestra el efecto del trabajo en fr%o sobre las propiedades mec!nicas. Cno puede obser"ar que, primero, el l%mite de fluencia aumenta m!s r!pidamente con el aumento del grado de trabajo en fr%o que la resistencia a la tracci'n. /in embargo, las dos cur"as tienden a con"erger al aumentar el grado de trabajo en fr%o, con un aumento de la tendencia de fractura fr!gil con una peque&a deformaci'n anterior. Esto muestra que 5ay l%mites para la cantidad de trabajo en fr%o. El endurecimiento durante el trabajo en fr%o depende de la composici'n de la aleaci'n. Las cur"as de endurecimiento para aleaciones conformables de aluminio se muestran en la figura 3;b.
Figura 12a Endurecimiento de fleje 6l NN,@ (:,3@S /i, :,;MS -e) despu#s de un recocido de
recristali8aci'n y subsecuente laminaci'n.
Figura 12 Besistencia a la tracci'n de
"arias aleaciones de 6luminio conformadas no*en"ejecibles en funci'n del grado de trabajo en fr%o.
Otro importante factor es la microestructura pre"ia al trabajo en fr%o (figura 34), el m#todo de deformaci'n, la "elocidad de deformaci'n y la temperatura de deformaci'n. Esto es claramente mostrado en la figura 34, la cual muestra las cur"as de endurecimiento para la aleaci'n 6l9n3 (4:43) producidas en flejes por medios con"encionales (partiendo desde colada en molde permanente) y por flejes de colada. En general, las cur"as de endurecimiento son similares pero la resistencia de los flejes de colada continua y laminados es alrededor de ;:*@: 90a superior a los flejes producidos con"encionalmente sobre todo el rango in"estigado. Esto puede ser atribuido ante todo a un mayor grado de sobresaturaci'n debido a una solidificaci'n m!s r!pida.
Figura 1% 0ropiedades mec!nicas t%picas de colada continua y
flejes laminados y flejes producidos con"encionalmente por laminaci'n en caliente y luego billets colados y laminados en fr%o.
La resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia son determinados usando la carga aplicada y el !rea de secci'n trans"ersal original, as% se ignora cualquier cambio dimensional debido a la carga. La deformaci'n con"encional 6 es calculada usando el !rea de secci'n trans"ersal ε
A: =
−
A:
A3 =
l
−
A3 A:
donde 6o es el !rea de secci'n trans"ersal original y 6 3 es el !rea de secci'n trans"ersal instant!nea. El flujo de esfuer8o 7 es el esfuer8o real requerido para causar deformaci'n pl!stica, es decir, la tensi'n basada sobre la carga aplicada y el !rea de secci'n trans"ersal en el instante. Esto es particularmente importante en los c!lculos que en"uel"en deformaci'n. ("er 6luminium HandbooG, +ol ;, $ap.3). La deformaci'n real 6 es entonces calculada usando la formula ε
ln A: =
A3
$uando la deformaci'n ocurre en una serie de pasos, esta formula tiene la "entaja que las deformaciones para cada paso pueden ser simplemente agregadas. 6 y est!n relacionados por ln (3*e) y e 3 U e * La cur"a esfuer8o*deformaci'n real es frecuentemente referida a una cur"a de flujo debido a que entrega el esfuer8o requerido para causar un flujo pl!stico a una deformaci'n dada. La figura 3? contiene las cur"as de flujo para un número de aleaciones conformables. Otras cur"as pueden ser encontradas en la literatura (p.ej. +2* Bic5tlinie 4;:: T.4, a guideline issused por +2, la 6sociaci'n de 2ngenieros 6lemanes). Emp%ricamente, las cur"as de flujo se 5an encontrado que encajan con las cur"as de potencia D Vn donde V es una constante (llamada coeficiente de resistencia) y n es el coeficiente de endurecimiento por deformaci'n. Cna buena apro7imaci'n, 7 puede ser reempla8ado por el l%mite de fluencia B p:.; en muc5os casos.
Figura 1& $ur"a esfuer8o*deformaci'n real (cur"as de
flujo) para algunas aleaciones de 6luminio conformadas basadas en test de compresi'n a temperatura ambiente.
Es claramente aparente desde la secci'n 3, que el conformado en fr%o afecta otras propiedades que son dependientes de la estructura. 6s%, por ejemplo la conducti"idad
el#ctrica disminuye ligeramente. $omo se puede "er desde la figura 3@ la disminuci'n depende de la composici'n de la aleaci'n. El efecto de trabajo en fr%o sobre la resistencia a la corrosi'n es insignificante.
Figura 1' Beducci'n de la conducti"idad
el#ctrica de 6luminio dado al trabajo en fr%o.
Traao n Ca"int.
urante el trabajo en caliente, la deformaci'n ocurre a ele"adas temperaturas de manera que los procesos de aumento de resistencia y el proceso de ablandamiento ocurren simult!neamente (/ecci'n 4)> en materiales base* 6luminio, este estar! por encima de alrededor de 3@: * ;:: W$. Hay por lo tanto una disminuci'n en la dure8a con el aumento de la temperatura de trabajo en caliente (figura 3A). La formaci'n de subgranos ocurre en la microestructura ("er secci'n 4.3)> su tama&o aumenta al incrementarse la temperatura de laminaci'n. Los !tomos aleantes, tales como 9g, pre"ienen el crecimiento o engrosamiento de los subgranos.
Figura 1- Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
%) A"anda*into T8r*ico.
Los metales trabajados en fr%o son recocidos a ele"adas temperaturas, el ablandamiento ocurre y aumenta la resistencia producto del trabajo en fr%o el cual m!s o menos se puede re"ertir. Cn ablandamiento completo re"ierte a un calentamiento de estado PblandoQ el cual solo ocurre si el recocido es lle"ado a cabo por encima de la llamada temperatura de recristali8aci'n (llamado recocido de recristali8aci'n). 6 temperaturas por debajo de la temperatura de recristali8aci'n, solo ocurre un ablandamiento parcial (recuperaci'n) y produce un temple medio*duro. La figura A.3I a y b muestran las cur"as t%picas de ablandamiento basadas en las medidas de diferentes propiedades mec!nicas. La figura A.3Ia muestra la resistencia del 6lNN.@ (3:@:6) con diferentes temples iniciales como funci'n de la temperatura de recocido para un tiempo de recocido constante de una 5ora. En la figura A.3Ib muestra la resistencia de colada y laminada de fleje de 6l NN.@ como funci'n del tiempo de recocido a una temperatura constante de recocido de 4;:W$. Las cur"as pueden ser di"ididas en tres etapas caracter%sticas 2 6 bajas temperaturas de recocido o despu#s de cortos tiempos de recocido, donde 5ay solo 5ay una peque&a perdida de resistencia U "a ta/a d rcu/ración. 22 6 temperaturas de recocido intermedias o tiempos de recocido, 5ay una marcada perdida de resistencia* "a ta/a d rcri!ta"i9ación. 222 6 ele"ada temperatura de recocido o despu#s de largos tiempos de recocido, solo 5ay una peque&a perdida adicional de resistencia U ta/a d crci*into d grano. En el caso de una colada continua sin tratar y fleje laminado se muestra en la figura 3Ia, la recristali8aci'n ocurrir! a temperaturas entre ;A: a ;N:W$. En la figura 3Ib, la recristali8aci'n comien8a despu#s de alrededor de media 5ora y se completa despu#s de una 5ora.
Figura 1- Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
Las cur"as de ablandamiento dependen no solo de la composici'n de la aleaci'n sino tambi#n en el grado pre"i' de trabajo en fr%o (figura 3I). -actores adicionales son los elementos de aleaci'n y contenido de impure8as ("er secci'n 4 y 33), tiempo de recocido, "elocidad de calentamiento, la estructura pre"ia a la deformaci'n y tratamiento termomec!nico pre"io., el cual puede tambi#n incluir el proceso de colada usado para producir el material inicial, como se muestra en la figura 3Aa. Ro solo la colada continúa y laminado de fleje tiene una resistencia a la tracci'n alrededor de A: 90a superior que el material con"encional producido, la temperatura de recristali8aci'n es marcadamente superior y tiene un estrec5o rango de recristali8aci'n. La principal ra8'n para esto es el mayor grado de sobresaturaci'n en colada continua y laminado del fleje por una m!s r!pida solidificaci'n y enfriamiento. /i el fleje como tal se somete a una 5omogeni8aci'n pre"ia al laminado, 5ay una marcada reducci'n en el grado de sobresaturaci'n despu#s de una 5ora a temperaturas en el rango de @::*A;: W$> el comportamiento de ablandamiento es entonces similar de aquellos flejes producidos con"encionalmente (figuras 3Aa y ;4).
Figura 1 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. -.%.1 Rcu/ración
La p#rdida de resistencia como un resultado de la recuperaci'n, como se desprende en el lado i8quierdo de las cur"as de las figuras 3Aa y 3Ab, ocurre sin ningún cambio microestructural que pueda ser detectable por microscopia 'ptica. Este es un intercambio de !tomos y "acancias, lo que nos conduce a una reducci'n en el número de "acancias. En suma, subgranos, se pueden formar, los cuales son !reas de red perfecta ligeramente desorientada con respecto a otra. Las dislocaciones migran a los subbordes, donde ocurre un trepado (el proceso es llamado poligoni8aci'n debido a que los granos frecuentemente tienen la forma de un pol%gono). -inalmente, puede ocurrir un crecimiento de subgranos. En una peque&a medida, puede ocurrir una supresi'n de dislocaciones positi"as y negati"as entre s% (aniquilaci'n). La concentraci'n de defectos de red decrece solo ligeramente durante la recuperaci'n, y la mayor%a son solo reorgani8ados> esto esta asociado con la reducci'n en la energ%a interna del material. 0or otra parte peque&as reducciones en resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia (y dure8a), 5ay una peque&a mejor%a en elongaci'n a la fractura y un peque&o aumento en la conducti"idad el#ctrica. E!tado /arcia"*nt:duro
El ablandamiento debido a la recuperaci'n o recristali8aci'n parcial es muy importante cuando se producen productos semi*terminados de dure8a media (p.ej. 5alf 5ard) por ali"io de tensiones. Esto significa que el material trabajado en fr%o es tratado t#rmicamente de acuerdo al lado i8quierdo de las cur"as de ablandamiento, con el objeti"o de obtener una buena combinaci'n de resistencia y ductilidad. 0or encima de cierto rango, productos semi*terminados laminados en fr%o y trefilados en fr%o pueden ser sometidos a un tratamiento t#rmico de recuperaci'n de manera de obtener los mismos "alores de resistencia a la tracci'n como por trabajo en fr%o con moderada cantidad de trabajo en fr%o (p.ej. por laminado o trefilado de productos en la etapa final de producci'n, como en un re*laminado o endere8ado). En los nue"os est!ndares Europeos, tales como 2R @3@, estos estados, y otros, a5ora caen en la categor%a H77 ("er tabla 6 3M y secci'n N.3.?.;).
0ara una resistencia a la tracci'n dada, un recocido de recuperaci'n da lugar a una mayor ductilidad y a un menor l%mite de fluencia, y as% mejores propiedades de conformado, que un re*laminado (figura 3M). 0or un recocido de recuperaci'n de productos semi*terminados son, por lo tanto, m!s adecuados para conformarlos. 0or ej., flejes con un recocido de recuperaci'n son preferidos para un embutido profundo. $omo ya se 5a mencionado, el grado pre"io de trabajo en fr%o es muy importante en el recocido de recuperaci'n. $omo puede "erse de la figura 3I, la cur"a de ablandamiento se 5ace m!s plana al disminuir el grado de trabajo en fr%o. Esto permite un medio espec%fico para un grado de dure8a, tal como medio duro, que se puede obtener sobre un anc5o rango de temperatura. Becocidos intermedios durante el trabajo en fr%o tambi#n influyen la forma de la cur"a de ablandamiento. 9uestra La figura 3N muestra como un fleje de la aleaci'n 6lB9g39n3 pueden ser producidas con diferentes resistencias a la tracci'n y ductilidad por recocidos de recuperaci'n despu#s de "arios grados de trabajado en fr%o.
Figura 1 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
Figura 13 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
-.%.2
Rcri!ta"i9ación
La marcada perdida de resistencia que ocurre en materiales recocidos con trabajado en fr%o a temperaturas por encima de la temperatura cr%tica atribuible a recristali8aci'n, con la formaci'n completa de nue"os granos (recristali8aci'n primaria). /e inicia con formaci'n de núcleos del cristal en aquellos puntos de la red cristalina que 5an sido m!s deformados por el trabajo en fr%o. Los nue"os granos crecen dentro de la e7istente red cristalina deformada 5asta que c5oca con otros nue"os granos que est!n sometidos a los mismos procesos de nucleaci'n y crecimiento. La cantidad pre"ia de trabajo en fr%o, la temperatura de recocido y el tiempo de recocido determinan el curso del proceso de recristali8aci'n y el tama&o del grano recristali8ado. La composici'n de la aleaci'n y el tama&o de los precipitados e7istentes pueden tambi#n jugar un rol decisi"o bajo ciertas circunstancias. -.%.2.1 E5cto d" grado d traao n 5río
Cn mayor grado de trabajo pre"io en fr%o, mayor ser! la fuer8a motri8 para la recristali8aci'n, que se manifiesta en una significati"o menor umbral de recristali8aci'n "er figura 3?). 0or otro lado, en un material fuertemente conformado en fr%o 5ay un muc5o mayor número de regiones altamente estresadas, y as% m!s núcleos se forman en un material menos conformado en fr%o. Esta es la ra8'n porque un grado de conformado en fr%o mayor resulta en una estructura recristali8ada de granos m!s finos. Esta relaci'n entre el grado de trabajo en fr%o y tama&o de grano es claramente e"idente en la figura ;:. /% el grado de trabajo en fr%o esta por debajo del "alor cr%tico, no ocurrir! recristali8aci'n. El "alor cr%tico depende del material y del tratamiento termomec!nico pre"io, y es entre ;
y 3@S. /% el grado de trabajo en fr%o esta cerca del "alor cr%tico, se pueden formar granos groseros durante la recristali8aci'n, como claramente se muestra en los diagramas tridimensionales en la figura ;3 y A.;3.
Figura 24 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
Figura 21 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
/e debe e"itar cantidades cr%ticas de trabajo en fr%o porque se obtiene una baja resistencia en materiales con grano grueso ("er secci'n 3). El efecto del grado de trabajo en fr%o es e"idente en el tiempo de recocido en las figuras ;; y A.3@. La temperatura de recristali8aci'n m%nima (umbral de recristali8aci'n) disminuye al aumentar el grado de trabajo en fr%o.
Figura 22 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
$recimiento de grano ocurre una "e8 que la recristali8aci'n se 5a completado> esta es llamado recristali8aci'n secundaria y es claramente e"idente en la figura ;4 a ele"ados grados de trabajo en fr%o y ele"adas temperaturas de recocido (!rea marcada 4). 6 ele"adas temperaturas generalmente por encima de @::W$, puede producirse un crecimiento de grano e7tremadamente grosero como resultado de recristali8aci'n secundaria, especialmente en productos semi*terminados fuertemente deformados. El rango de deformaci'n cr%tica esta afectado por el tratamiento termomec!nico pre"io, como una comparaci'n que se muestra en las figuras ;3a y ;3b. 6parentemente, un recocido intermedio a ele"ada temperatura conduce a la formaci'n de una estructura que cambia el grado cr%tico de trabajo en fr%o a ele"ados "alores.
Figura 2% Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. -.%.2.2 E5cto d otro! E"*nto!
Otros elementos, si estos son agregados deliberadamente como elementos de aleaci'n o est!n presentes accidentalmente pueden afectar la temperatura de recistali8aci'n y el tama&o de grano despu#s de la recristali8aci'n. tomos de soluto, precipitados o núcleos de precipitados anclados 5acia abajo que impiden el mo"imiento del frente recristali8ado o borde de grano. 9g no tiene un efecto marcado, como puede "erse claramente en la figura ;?. 0or el contrario, adiciones de -e y 9n tienen un efecto de retrasar la recristali8aci'n de la pie8a y el fleje laminado en caliente, causando la formaci'n de una meseta(plateau) en la cur"a de recocido, como se muestra claramente en la figura ;?b ("er tambi#n secci'n 33). Hablando en general, 9n, $r, Ti, +, Xr y -e aumentan la temperatura de recristali8aci'n. El efecto, especialmente en el tama&o de grano, es dependiente de la cantidad y distribuci'n de estos elementos, p. ej. si ellos est!n presentes como precipitados o en una soluci'n s'lida sobresaturada ("er secci'n 33), y=o si ellos forman una fase %ntermet!lica.
Figura 2&a Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
Figura 2& Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
-.%.2.% E5cto d" (roc!o d co"ada
6 consecuencia de las ele"adas "elocidades de enfriamiento asociadas con los procesos de colada con"encional (tabla 3.N), la matri8 de colada esta sobresaturada en las aleaciones antes mencionadas y elementos impure8as. El grado de sobresaturaci'n es particularmente alto en el caso de colada continua. ependiendo del grado de sobresaturaci'n, estos elementos pueden impedir muy efecti"amente la recristali8aci'n (peque&as cantidades de -e son suficiente en 6lNN,NM como se discuti' en la secci'n 33). -.%.2.& E5cto d trata*into! tr*o*c,nico! /r0io
Los tratamiento de soluci'n (secciones A y 33) nos conduce a marcados cambios en la microestructura de la pie8a, como puede "erse desde las figuras 3A y ;@. Es claramente e"idente que los tratamientos de soluci'n reducen el grado de sobresaturaci'n y que el rango sobre el cual la resistencia a la tracci'n y el l%mite de fluencia disminuye r!pidamente con la temperatura es as% despla8ado significati"amente a bajas temperaturas. /in recocido, por lo tanto, aleaciones sobresaturadas tienen una mejor resistencia t#rmica y una m!s fa"orable conducta de ablandamiento que coladas con"encionales o coladas continuas recocidas y flejes laminados. Hay que se&alar que interacciones entre los "arios elementos presentes pueden tambi#n afectar la conducta de recristali8aci'n. 0or ej. el efecto del contenido de -e en aleaciones 6l*9n es particularmente marcado.
Figura 2' Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
-.&
Rcocido co*/"to; !tai"i9ación
El objeti"o del recocido completo o de ablandamiento es para producir un material con un m%nimo de resistencia y un m!7imo de ductilidad p.ej. teniendo un estado blando (estado O). /e lle"a a cabo 5abitualmente para facilitar el trabajo de metales o incluso para que sea del todo posible. $on materiales trabajados en fr%o, un recocido completo consiste en un recocido de recristali8aci'n. La duraci'n del tratamiento, el grado de trabajo en fr%o y tratamientos de recocido intermedio deben ser cuidadosamente seleccionados con el tama&o de grano en mente (perdida de resistencia, "er secci'n 4.;) En aleaciones endurecibles por en"ejecimiento, un recocido completo permite a la mayor%a de los componentes sobresaturados precipitar en forma grosera, o en fases co5erentes o parcialmente co5erentes para transformarse en fases inco5erentes estables (perdida de resistencia, "er secci'n I). Becocido completo en aleaciones coladas implica recocido de la estructura de colada entre 4@: a ?@:W$. $on aleaciones endurecibles por en"ejecimiento, esto es tambi#n posible usando un tratamiento de soluci'n seguido de un enfriamiento en el 5orno o aire de enfriamiento no for8ado. Tales tratamientos son solo usados ocasionalmente para aumentar el conformado antes del subsiguiente trabajado con un enfriamiento sua"e (p.ej. remac5ado) o para mejorar la conducti"idad el#ctrica. Las aleaciones 6l*9g con m!s que ?S de 9g a "eces deben ser estabili8adas para producir una estructura que no sea susceptible a corrosi'n intergranular ("er secci'n ?.3.4 para detalles). Los procesos de precipitaci'n que ocurren cuando las pie8as se calientan durante el ser"icio y son siempre acompa&adas por un peque&o cambio de "olumen. 0or lo tanto, pre"io al mecani8ado, las aleaciones que pretenden ser usadas en componentes de alta precisi'n son tratadas t#rmicamente a temperaturas en el rango entre ;:: a 4:: W$, o a la temperatura de operaci'n pre"ista, por "arias 5oras y subsiguiente enfriamiento con aire. -.'
A"i0io d Tn!ion!
El ali"io de tensiones o recocido de ali"io de tensiones es usado para remo"er tensiones internas ( llamadas tensiones residuales ) que se pueden formar cuando la pie8a es r!pidamente solidificada, cuando la aleaci'n es templada despu#s del tratamiento de soluci'n o como resultado del mecani8ado. Las tensiones residuales puede conducir a producir cambios de forma por distorsi'n, especialmente cuando las pie8as son sujetas a procesos de corte, y esto puede ser un problema cuando se requiere ele"ada precisi'n. Las tensiones de colada son mejor e"itadas por un dise&o adecuado de la pie8a. Las llamadas tensiones de temple pueden ser minimi8adas al garanti8ar que el enfriamiento durante el enfriamiento de temple sea uniforme, p.ej. al sumergir las l!minas y secciones "erticalmente en el tanque de temple. La temperatura usada para ali"io de tensiones t#rmicas es relati"amente baja (en el e7tremo inferior del rango de
recuperaci'n, o incluso menor> y entre ;:: y 4::W$ para aleaciones de colada no endurecibles por en"ejecimiento), de lo contrario 5abr! una perdida inaceptable de resistencia. $on aleaciones endurecibles por precipitaci'n, la tensi'n deber%a 5aber sido eliminada durante el en"ejecimiento artificial ("er secci'n I.4.;) de lo contrario, no es posible lograr un ali"io de tensiones sin un significati"a perdida de resistencia. 1eneralmente, las aleaciones de en"ejecimiento natural no se les puede 5acer un ali"io de tensiones debido a que el recocido a temperaturas por debajo de la temperatura de en"ejecimiento artificial es inefica8, y el recocido a temperaturas mayores puede lle"arnos a efectos incontrolables en las propiedades. !sicamente, uno tiene que esperar un ali"io de tensiones t#rmico cause un deterioro en las propiedades mec!nicas como un resultado de la recuperaci'n y recristali8aci'n ("er secci'n 4). El ali"io de tensiones es m!s efecti"o cuanto mayor es la temperatura y mayor sea la duraci'n del tratamiento. /in embargo, uno tiene que considerar posibles cambios permanentes en las propiedades del material, tales como propiedades mec!nicas, maquinabilidad y resistencia a la corrosi'n, cuando se selecciona las condiciones de recocido. 2dealmente, el ali"io de tensiones debe lle"arse a cabo antes del maquinado, y en cualquier caso antes de la etapa final de mecani8ado. 0orque esta siempre acompa&ada por cambios dimensionales permanentes. Las pie8as no deben ser estiradas despu#s de un ali"io de tensiones porque esto puede causar tensiones internas. 0ara componentes peque&os, tales como pie8as coladas y forjadas, el ali"io de tensiones es lle"ado a cabo a "eces por enfriamientos a baja temperatura en el rango de *M: a *3::W$, pero recalentando a temperatura ambiente debe lle"arse a cabo tan r!pido como sea posible (templado in"erso). 6 productos semi*terminados se les puede 5acer un ali"io de tensiones mediante la aplicaci'n de una peque&a esfuer8o pl!stico por estirado, aunque uno tiene que esperar que ocurra un aumento en la resistencia y una perdida en la ductilidad. La eliminaci'n de las tensiones residuales es importante, por ejemplo, en las aleaciones 6l*Xn*9g*$u de la serie I:::. Estas aleaciones son usadas en ingenier%a mec!nica, fabricaci'n de 5erramientas y en la fabricaci'n de moldes debido a sus propiedades mec!nicas y de maquinado (buena "iruta* comportamiento de eliminaci'n), y especialmente debido a su e7celente conducti"idad t#rmica y ele"ada estabilidad dimensional. Las propiedades mec!nicas de una aleaci'n 6l*Xn*9g*$u con A.:S Xn, ;.? S 9g y 3.AS de $u se muestra en la figura ;A. /e puede eliminar 5asta N:*N@S de las tensiones residuales por el uso de "arios tratamientos termomec!nicos, tal como para producir los estados TA@; o TA@3 (tratamiento t#rmico de soluci'n, controlado el estirado y el en"ejecimiento artificial o el mismo tratamiento pero con ali"io de tensiones por compresi'n) El material es entonces estable en el aspecto dimensional durante los siguientes mecani8ados y libre de tensiones internas. Esta aleaci'n es particularmente útil donde 5ay requerimientos ele"ados de resistencia mec!nica, p. ej. en la industria pl!stica (ingenier%a mec!nica y fabricaci'n de moldes, as% como para el pun8onado y corte).
Figura 2- Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. -.-
-ormas coladas, tales como billets de e7trusi'n, son 5omogeni8ados pre"iamente al trabajo en caliente por las siguientes ra8ones *
0rimordialmente, uno intenta eliminar las tensiones residuales de colada, eliminar la segregaci'n (coring) y disol"er cualquier componente eutectoide presente en los bordes de grano. * Eliminaci'n de la macrosegregaci'n, resultante de la segregaci'n in"ersa en el lingote, no es posible debido a la distancia de difusi'n in"olucrada. * En suma, la 5omogeni8aci'n es frecuentemente usada para producir una precipitaci'n m!s uniforme de los elementos en la soluci'n s'lida sobresaturada, especialmente 9n y -e, los cuales afectan el comportamiento de la recristali8aci'n y conformado en caliente (secciones 4 y 33). * 0or último, pero no menos importante, los elementos que son responsables por la dure8a en las aleaciones en"ejecibles por endurecimiento se toman en soluci'n s'lida. Estos luego de precipitar de nue"o durante el subsiguiente enfriamiento, el cual es usualmente no tan r!pido. /i el proceso es adecuadamente controlado, la distribuci'n es tal que cuando el material es subsiguientemente sometido a un tratamiento de soluci'n los precipitados se disuel"en r!pidamente y en la medida de lo posible (secci'n I.3). La 5omogeni8aci'n puede as% contribuir a reducir la fuer8a requerida para trabajo en caliente, a un ablandamiento uniforme y un comportamiento de recocido blando, a una reducci'n de las marcas estructurales durante el anodinado y una mejora en el trabajado en fr%o y propiedades mec!nicas de productos semi*terminados. 6unque el termino 5omogeni8aci'n es usualmente usado para describir un tratamiento t#rmico, no describe totalmente el proceso, que in"olucra m!s que solo 5omogeni8aci'n y disoluci'n. $on el fin de lograr los efectos deseados, es necesario usar temperaturas que son dependientes de la composici'n y cercano a la temperatura solidus de la aleaci'n en
cuesti'n. /on necesarias largas e7posiciones, t%picamente alrededor de 3:*3; 5r. pero posiblemente incluso m!s tiempo, debido a que la difusi'n no ocurre tan r!pida sobre las distancias en"ueltas. e "e8 en cuando, como es el caso con la aleaci'n 6l*Xn*9g*$u, la 5omogeni8aci'n es lle"ada a cabo en un número de etapas, partiendo con un recocido a algo baja temperatura para disol"er cualquier eut#ctico de bajo punto de fusi'n que podr%a estar presente. En algunos casos, la "elocidad de enfriamiento es importante despu#s de la 5omogeni8aci'n. 0or ejemplo, la aleaci'n 6l*9g*/i, especialmente la aleaci'n 6l9g/i:.@ (A:A:) tipo aleaci'n para e7trusi'n, es frecuentemente templada en agua o con un roc%o de agua de manera de obtener una microestructura adecuada. La aleaci'n de colada 1*6l9g3: es fr!gil en condici'n de colada debido a una marcada diferencia en composici'n y tiene una tendencia a corrosi'n intergranular. Tiene que estar 5omogeni8ado para obtener para obtener las m!s adecuadas propiedades. 0ara eliminar la segregaci'n, la aleaci'n es recocida por M*3: 5r. a una temperatura de alrededor de ?4:W$. 0ara pre"enir tensiones que son generadas en el enfriamiento, el material es templado en etapas. 2ncluso la aleaci'n de colada 1*6l/i3; no endurecible por en"ejecimiento sometida a 5omogeni8aci'n a alrededor de @;:W$, usualmente seguida de un temple para obtener una microestructura m!s uniforme y mejor%as en la ductilidad y resistencia a la fatiga. -.
En0ci*into
La resistencia de las aleaciones de aluminio endurecibles por en"ejecimiento puede incrementarse significati"amente por un tratamiento t#rmico. /in embargo, a diferencia del aumento de resistencia resultante del trabajo en fr%o, solo 5ay una peque&a perdida en capacidad de conformado. Los prerrequisitos que tienen que cumplirse antes de puedan producirse un endurecimiento por precipitaci'n y que los procesos metalúrgicos ocurran durante el endurecimiento por en"ejecimiento son discutidos en detalle en la secci'n 3. El endurecimiento por en"ejecimiento siempre toma lugar de acuerdo a las tres etapas discutidas en la secci'n 3, a saber tratamiento de soluci'n, temple y en"ejecimiento ("er tambi#n figura 43). -..1
Trata*into d !o"ución
El prop'sito del tratamiento de soluci'n es para producir una fase de soluci'n s'lida de Y 5omog#nea. El proceso de difusi'n nos conduce a que la soluci'n s'lida llega a enriquecerse en estos elementos de aleaci'n responsables del endurecimiento por en"ejecimiento. T*/ratura d Rcocido
La temperatura de recocido es determinada por el diagrama de fase rele"ante ("er figura M). ebe ser tan alto como sea posible, de manera de e"itar los tiempos e7cesi"amente largos de recocido, pero menores que el punto de fusi'n de la fase de menor punto de fusi'n ("er tabla 3 y los diagramas de fase). $omo puede "erse desde la figura M, la temperatura podr%a ser elegida justo bajo la l%nea solidus. Cno debe tener cuidado, sin
embargo debido a que cualquier segregaci'n tender! a despla8ar 5acia abajo el diagrama de fase ideal. Tabla 3 $ondiciones para tratamientos de en"ejecimiento (3) 6leaci'n Temperatura 9edio En"ejecimiento En"ejecimiento Tiempo (;) t de recocido de temple natural, tiempo artificial 5r. W$ d%as W$ZZZZZZZZZZZZZZZ E* 6l9g/i @;@*@?: agua @*M 3@@*3N: ?*3A E*6l9g/i:.@ @;@*@?: aire=agua @*M 3@@*3N: ?*3A 6l9gsi:.@ @;@*@?: aire=agua @*M 3@@*3N: ?*3A 6l9g/i:.I @;@*@?: aire=agua @*M 3@@*3N: ?*3A 6l9g/i3 @;@*@?: agua=aire @*M 3@@*3N: ?*3A 6l9g3/i$u @;@*@?: agua=aire @*M 3@@*3N: ?*3A 6l9g/i0b @;:*@4: agua 5asta A@W$ @*M 3@@*3N: ?*3A 6l$ui0b @3@*@;@ agua 5asta A@W$ @*M 3A@*3M@ M*3A (?) (?) 6l$u9g0b ?M:*?N: agua 5asta A@W$ @*M (?) (?) 6l$u9g3 ?N@*@:@ agua @*M 6l$u9g; ?N@*@:@ agua @*M 3M:*3N@(?) 3A*;?(?) 6l$u/i9n ?N@*@:@ agua @*M 3A:*3M: M*3A 6lXn?.@9g ?A:*?M@ aire por lo menos N:d 2 N:*3:: 2 M*3; 22 3?:*3A:(4) 22 3A*;?(4) 6lXn9g$uo.@ ?I:*?M: agua 2 33@*3;@ 2 3;*;? 22 3A@*3M:(4) ?*A(4) 6lXn9g$u3.@ ?I:*?M: agua 2 33@*3;@ 2 3;*;? (4) 3A@*3M: 22 ?*A(4) (3) /olo recomendaci'n> especificaci'n e7acta según el acuerdo con las plantas (;) Temperatura del metal (4) Etapas 2 y 22 de las etapas de recocido (?) Csualmente solo en en"ejecimiento natural ajo ciertas circunstancias, una fusi'n incipiente puede ocurrir entonces, 5ace que toda la pie8a sea inser"ible. Esta es la ra8'n porque las pie8as son sometidas a etapas de recocido, 5omogeni8ando a algo m!s baja temperatura, tomando como primero los componentes de bajo punto de fusi'n en soluci'n, y entonces un tratamiento de soluci'n a ele"ada temperatura. En suma, el efecto de una temperatura de tratamiento de soluci'n escogida en los ni"eles de resistencia alcan8ados despu#s del en"ejecimiento "ar%a con la aleaci'n (figuras A.;I a A.;N). 6s%, dependiendo de la aleaci'n, la temperatura de recocido recomendada debe seguirse estrictamente, p. ej. [ @W$ para la aleaci'n 6l$u9g; (;:;?), de manera obtener completamente el efecto de endurecimiento sin que ocurra una incipiente fusi'n.
Figura 2 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
Figura 2 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
Figura 23 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. Ti*/o d Rcocido
El tiempo de recocido es el tiempo real (tiempo de mantenci'n) a la cual una pie8a pasa a la cual se predescribe la temperatura de recocido, p.ej. e7cluyendo el tiempo transciende 5asta alcan8ar la temperatura> la temperatura de recocido es la temperatura del metal. El tiempo de recocido depende de los siguientes factores * $ondici'n inicial del material semi*manufacturado (si ya esta endurecido, o esta blando, de laminado o estado e7tru%do). * Tipo de producto (l!mina, tubo, secci'n, forjado etc.). * Espesor de pared El tiempo de un recocido de ablandamiento, de un producto semi*terminado de laminado o de e7trusi'n es apro7. @:S m!s largo que para productos semi*terminados que ya se 5an endurecido. $on aleaciones de colada, el tiempo de recocido depende sobre todo de la fine8a del tama&o de grano. $uanto m!s fino el tama&o de grano, m!s f!cilmente los elementos responsables de la dure8a toman lugar en la soluci'n s'lida (figura 4:).
Figura %4 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. Ca!o! E!/cia"!
En aleaciones de aluminio conformables, tales como 6l9g/i:.@ (A:A:) y 6lXn?.@9g3 (I:;:), la temperatura de trabajo en caliente ofrece un tratamiento de soluci'n adecuado (secciones N.; y N.4). En tales casos, el enfriamiento siguiente produce una soluci'n s'lida la cual es suficientemente sobresaturada para eliminar la necesidad de un tratamiento t#rmico de soluci'n. +elocidades de enfriamiento mayores dan como resultado efectos similares. 0or ejemplo, cuando aleaciones de colada son coladas en moldes de metal permanentes, las "elocidades de enfriamiento pueden ser tan ele"adas que 5ay una sobresaturaci'n de una parte de los elementos que endurecen incluso en la condici'n de colada. Esto conduce a un cierto grado de endurecimiento. El en"ejecimiento artificial puede aumentar la resistencia y la dure8a de tales pie8as, sin embargo no en la misma medida con tratamiento completo de endurecimiento por precipitaci'n. $omo resultado de diferentes grados de sobresaturaci'n en diferentes partes del espesor de la pie8a, tambi#n 5ay que esperar que 5aya una fuerte dispersi'n en las propiedades. Efectos de endurecimientos pueden ser mejorados si la pie8a es templada en agua inmediatamente despu#s de ser retirado del molde. Las aleaciones de colada 1*6l/i@9g y 1*6l/i3:9g ambas muestran una respuesta clara a un simple tratamiento de endurecimiento. El grado de sobresaturaci'n en la aleaci'n de colada 6l*@SXn*3S9g (la cual no es una de las aleaciones est!ndares de ER) es tan grande que se puede prescindir por completo de un tratamiento de soluci'n. -..2
T*/"ado
urante el templado, es importante pasar a tra"#s del rango de temperatura alrededor de ;::W$ tan r!pido como sea posible, de manera de pre"enir precipitaci'n prematura de los elementos en soluci'n s'lida sobresaturada. La "elocidad de enfriamiento necesaria para mantener una condici'n sobresaturada depende ante todo de la composici'n de la aleaci'n. 6lgunas aleaciones requieren ele"adas "elocidades de enfriamiento, tales como las obtenidas por temple en agua. 0ara otras, especialmente con secciones delgadas, es suficiente un enfriamiento en un tiro for8ado de aire o basta una niebla (un roc%o). En este caso, el temple toma lugar inmediatamente despu#s del trabajado en caliente o incluso directamente en la prensa de e7trusi'n. $on la mayor%a de las aleaciones (secciones N.3 y N.;), es importante que el material recocido sea r!pidamente transferido al ba&o de temple ya que cualquier retraso (preenfriamiento) puede tener un efecto perjudicial en la resistencia y corrosi'n, como muestra en la figura A.@:. Esto requiere una atenci'n particular cuando son templadas pie8as de pared delgada con capacidad de calor limitada. Las aleaciones libres de cobre 6l*Xn*9g son usualmente enfriadas m!s lentamente ("er secci'n N.4). -..%
En0ci*into
espu#s de las primeras dos etapas del proceso de endurecimiento, la soluci'n s'lida estar! sobresaturada en ambas "acancias y !tomos de soluto. /e tratara de alcan8ar las condiciones de equilibrio por precipitaci'n de los !tomos de soluto sobresaturados. Esto implica difusi'n de los !tomos de soluto y la presencia de un e7ceso de "acancias que facilita el mo"imiento de !tomos a tra"#s de la red cristalina. $omo el proceso es tanto temperatura como tiempo dependiente, la precipitaci'n es b!sicamente posible ya sea por en"ejecimiento natural o artificial, p.ej. a temperatura ambiente o ele"ada temperatura respecti"amente. Los precipitados formados actúan como obst!culos al mo"imiento de dislocaciones, lo cual conduce a un aumento de la resistencia. ependiendo de la temperatura de precipitaci'n, puede ocurrir pre*precipitaci'n, con la formaci'n de fases metaestables, antes de la formaci'n de las fases de equilibrio que uno esperar%a del conocimiento del diagrama de equilibrio. Estas fases metaestables aumentan la resistencia por diferentes cantidades dependiendo del tipo, tama&o y distribuci'n. -..%.1 En0ci*into natura"
En"ejecimiento a temperatura ambiente, o ligeramente ele"ada temperatura, es acompa&ado por la formaci'n de las llamadas 8onas de 1uinier U0reston (8onas 10). Cn ejemplo para las aleaciones 6l*$u es mostrado en la figura A. $on precipitados co5erentes, la red cristalina no es destruida pero fuertemente distorsionada (figura I). Cna fuer8a e7tra es requerida para mo"er las dislocaciones a tra"#s de estas regiones y la formaci'n de las 8onas 10 es acompa&ada por un marcado aumento de la dure8a la resistencia y el l%mite de fluencia. 0or otro lado desciende la ductilidad y la conducti"idad el#ctrica.
urante el en"ejecimiento natural, la resistencia y la ductilidad se apro7iman a un "alor estacionario al aumentar el tiempo de en"ejecimiento. $uanto mayor es el "alor de la temperatura de en"ejecimiento, m!s corto es el tiempo de en"ejecimiento necesario para alcan8ar un "alor estacionario ("er figuras A.4N, A.?? y A.?A). -..%.2 En0ci*into Arti5icia"
6 mayores temperaturas de en"ejecimiento (alrededor 3::W$ a ;::W$), un rango de formaci'n de fases metaestables que son acompa&ado por efectos de endurecimiento. Estas fases metaestables son parcialmente co5erentes, "er figura I. La regi'n de deformaci'n co5erente es menos marcada debido a que las tensiones son parcialmente reducidas por dislocaciones parciales $onsecuentemente, esto produce solo un peque&o aumento te'rico de la resistencia. /in embargo, debido a las fases metaestables que son a menudo mayores que las fases co5erentes que resultan desde el en"ejecimiento natural, 5ay un marcado aumento en la resistencia. Estas fases, las cuales son usualmente llamadas 8onas 10 22, en lugar de los precipitados (8onas 10 2) que a temperaturas m!s bajas (en"ejecimiento natural). $on el aumento del tiempo de en"ejecimiento, los precipitados co5erentes tienden a desaparecer y predominan los precipitados inco5erentes. Esto significa que para la mayor%a de las aleaciones, 5ay un rango en que coe7isten las fases co5erentes e inco5erentes. 6l aumentar la temperatura, en el rango de endurecimiento artificial desde 3:: a ;::W$, las fases parcialmente* co5erentes se forman m!s r!pidamente. Cn rasgo caracter%stico del en"ejecimiento artificial es el m!s r!pido aumento en la resistencia que con en"ejecimiento natural, (el cual) usualmente tiene "alores m!7imos superiores (figuras A.4I, A.4M, A.?? y A.?M). -..%.% Sor:n0ci*into
Temperaturas m!s altas y tiempos de en"ejecimiento m!s prolongados nos conduce a la formaci'n de fases de equilibrio inco5erentes (p.ej. 6l ;$u, 9g;/i y 9gXn;) y 5ay una reducci'n en el efecto de endurecimiento. Esto es llamado sobe*en"ejecimiento y la perdida en resistencia es atribuida a la eliminaci'n de la deformaci'n co5erente y as% a los obst!culos del mo"imiento de dislocaciones (figura I). Ro 5ay una di"isi'n clara entre en"ejecimiento natural, en"ejecimiento artificial y sobre*en"ejecimiento. 6l aumentar la temperatura de en"ejecimiento y tiempo de en"ejecimiento, la soluci'n s'lida sobresaturada se apro7ima a unas condiciones de equilibrio por la formaci'n de fases co5erentes, inco5erentes y parcialmente*co5erentes. Cn esquema simplificado del proceso de endurecimiento es dado en la figura 43.
Figura %1 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. -..&
R0r!ión
Cn número de aleaciones de aluminio, especialmente 6l*Xn*9g, sufren un fen'meno conocido como re"ersi'n. /i tal aleaci'n es en"ejecida naturalmente, su resistencia aumenta. /i se calienta entonces a una temperatura entre alrededor de 3;: y 3M: W$ por no m!s de unos pocos minutos, la resistencia "uel"e a alrededor de los mismos ni"eles que ten%a inmediatamente despu#s del temple. /in embargo, repitiendo el tratamiento de en"ejecimiento natural (figura 4;) restaura la resistencia a los ni"eles pre"ios. Ocasionalmente, el fen'meno es usado durante conformado.
Figura %2 Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. -.
E5cto d traaado n " ndurci*into /or n0ci*into
0ara aleaciones de aluminio conformables y endurecibles por en"ejecimiento, la combinaci'n de tratamiento t#rmico con trabajo en caliente y=o fr%o es de mayor significanc%a pr!ctica. Tales procesos son llamados tratamientos termomec!nicos. Ellos pueden ser usados para e7tender enormemente el rango de posibles microestructuras obtenibles 5aciendo uso de la estructura trabajada, especialmente las dislocaciones. /i es necesario, uno puede usar tratamientos termomec!nicos para obtener una mejor combinaci'n de propiedades mec!nicas, tal como moderada ductilidad y ele"ada resistencia. Los efectos de tratamientos termomec!nicos pueden ser atribuidos al 5ec5o que todos los procesos que ocurren durante el tratamiento t#rmico son influenciados por la concentraci'n de defectos introducidos durante el trabajado. Ro es necesario para lle"ar a cabo ambas etapas simult!neamente, el tratamiento t#rmico puede ser lle"ado a cabo despu#s del conformado. En lo que se refiere a la precipitaci'n, los defectos de red facilitan la difusi'n y al mismo tiempo actúan como sitios preferenciales para la formaci'n de núcleos. 6s%, al deformar un material en cierta cantidad pre"io al en"ejecimiento y as% obtener la deseada concentraci'n de defectos uno puede influenciar el tama&o, cantidad y distribuci'n de los precipitados que posteriormente se conforma. Es importante, sin embargo, que el tratamiento final de en"ejecimiento sea lle"ado a cabo a una temperatura por debajo de la temperatura de recristali8aci'n, ya que solo entonces es la concentraci'n de defectos de red la que se comporta como completamente efica8. El uso combinado de trabajo en fr%o despu#s del temple y pre"io al en"ejecimiento y tratamiento t#rmico es frecuentemente usado en la manufactura y adem!s procesado de productos semi*terminados. En casos raros, trabajo en fr%o es lle"ado a cabo despu#s del en"ejecimiento. Tales tratamientos mec!nicos incluye laminado en fr%o, trefilado en fr%o,
remodelaci'n enfr%o al forjar, estirado o endere8ado (rodillo ni"elador, impacto ni"elador de mesa y equipamientos manuales similares). /e lle"an a cabo de manera de * dar a los productos semielaborados el necesario o usual grado de llanura, rectitud o perpendiculariedad * aumento de la resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia por encima de "alores que podr%an obtenerse por mero tratamiento t#rmico. * remoci'n parcial de las tensiones residuales, que pueden afectar ad"ersamente la estabilidad dimensional y, en particular, resulta una distorsi'n cuando el material es seguida por un mecani8ado. $omparado con un simple en"ejecimiento, al combinar en"ejecimiento y trabajo en fr%o puede llegar a cambiar la resistencia, conformabilidad, conducti"idad el#ctrica o microestructura. e preocupaci'n principal con los materiales que se endurecen por en"ejecimiento es la estructura que debe adaptarse particularmente bien a su posterior procesamiento. Trabajo en caliente cuidadosamente controlado, frecuentemente en combinaci'n con tratamiento t#rmico adicional, es tambi#n una forma de tratamiento termomec!nico y es usado para mejorar la tenacidad a la fractura, resistencia a la termofluencia y resistencia a la fatiga. Cno trata de obtener una adecuado tama&o de grano recristali8ado y una distribuci'n 'ptima en los defectos de red y precipitados. Tal tratamiento es frecuentemente usado con aleaciones de alta resistencia 6l*Xn*9g*$u. Ellos usualmente consisten en una serie de tratamientos de soluci'n con enfriamiento controlado y laminado en caliente bajo condiciones bien definidas. Trabajo en fr%o se lle"a a cabo entre "arias etapas de los pasos de los tratamientos de en"ejecimiento que son tambi#n referidos como tratamientos termomec!nicos. -..1
Traao n 5río = n0ci*into natura"
Trabajo en fr%o entre el templado y en"ejecimiento natural generalmente acelera el proceso de endurecimiento por precipitaci'n, p.ej. la resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia aumentan m!s r!pidamente que en un material que no 5a sido trabajado en fr%o. Esto particularmente real al comien8o del proceso de en"ejecimiento natural (figura 44). La ra8'n para esto es que la condici'n para difusi'n es m!s fa"orable a ele"adas densidades de dislocaciones y 5ay m!s sitios potenciales, tal como dislocaciones, para la formaci'n de núcleos de precipitados. En la posterior etapa del proceso de endurecimiento natural, pre"io al trabajo en fr%o puede ralenti8arse el proceso de precipitaci'n. ependiendo del grado de trabajo en fr%o es posible que en algunas aleaciones la resistencia a la tracci'n del material trabajado en fr%o y en"ejecido naturalmente no llegue a los ni"eles alcan8ados en materiales en"ejecidos naturalmente no sujetos a trabajo en fr%o (secciones N.3 y N.;). La figura 4? muestra que el endurecimiento de 6l$u9g3 (;:3I), 6l$u9g; (;:;?) y 6lXn9g$u:.@ (I:;;) despu#s del trabajo en fr%o. El aumento en el l%mite de fluencia y trabajo en fr%o de 6l$u9g3 es menor que para materiales no trabajados en fr%o. Efectos similares se obser"an a una e7tensi'n menor con 6l$u9g; y 6lXn9g$u:.@.
Figura %% Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas.
En contraste a la resistencia a la tracci'n, el l%mite de fluencia los "alore obtenidos despu#s del trabajo en fr%o son siempre superiores que aquellos de los materiales sin trabajo en fr%o, debido al aumento en la ra8'n B p:.;=B m como un resultado del trabajo en fr%o (figura 4?). 6dem!s del grado de trabajo en fr%o, el trabajado en fr%o despu#s del temple es tambi#n un factor importante. >nra"*nt; cuanto *,! "argo ! " /ríodo ntr t*/" = co*in9o d" traao n 5río; *nor ! " 5cto d" n0ci*into natura"; dido a ?u " /roc!o d di5u!ión to*a "ugar in*diata*nt d!/u8! d" t*/". En otra! /a"ara!; /udn =a @ar! 5or*ado! !i " traao n 5río ! rtra!a. Entonc! no ! /o!i" /ara " traao n 5río in5"uir n " ta*ao = di!triución d "o! /rci/itado!.
/i una aleaci'n en"ejecida completamente es sujeta a trabajo en fr%o, 5ay un mayor aumento en resistencia debido al fortalecimiento en fr%o, el cual es superpuesto al aumento en resistencia atribuido al en"ejecimiento. En la pr!ctica, lo anterior lle"a a lo siguiente * Endere8amiento despu#s del temple tiene que ser lle"ado a cabo de tal manera que 5aya un efecto tan peque&o como sea posible sobre el en"ejecimiento natural (per%odo de tiempo entre temple y siguiente endere8ado, grado de trabajo en fr%o). * 6li"io de tensiones que in"olucra estirado o estampado en fr%o, para remo"er las tensiones residuales resultantes del temple despu#s del tratamiento de soluci'n, tiene que ser lle"ado a cabo utili8ando relati"amente peque&os grados de trabajo en fr%o. 6qu%, tambi#n, el grado de trabajo en fr%o tiene que ser elegido de tal manera que la resistencia requerida puede ser alcan8ada por posteriores en"ejecimientos naturales. * En"ejecimiento natural despu#s del trabajado en fr%o lle"a a ele"ados ni"eles de resistencia que los obtenidos por solo en"ejecimiento natural. Cna disminuci'n significati"a en ductilidad es, sin embargo, ine"itable.
Figura %& Efecto de la temperatura de laminaci'n sobre la dure8a 9uestras laminadas en caliente y
templadas. -..2
Traao n 5río = n0ci*into arti5icia".
En una aleaci'n trabajada en fr%o despu#s del temple y entonces en"ejecida artificialmente, " *,Bi*o 0a"or n r!i!tncia a "a tracción = "í*it d 5"uncia !on a"can9ado! *,! r,/ido ?u n *atria"! ?u !on n0cido! arti5icia"*nt !in un /r0io traao n 5río. La ra9ón /ara !to ! ?u " traao n 5río au*nta " n*ro d d5cto! d rd; !/cia"*nt di!"ocacion!; = a!í 5aci"ita "a 5or*ación d nc"o! a" co*in9o d" /roc!o d /rci/itación. $omo con en"ejecimiento
natural, tambi#n es posible que los ni"eles m!7imos obtenidos de resistencia por en"ejecimiento despu#s de un trabajo en fr%o pre"io no alcance los ni"eles alcan8ados por materiales no trabajados en fr%o (secciones A.N.; y figura A.?4).
6 una temperatura de en"ejecimiento constante, los m!7imos "alores factibles de resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia es dependiente del grado de trabajo en fr%o pre"io y del posible en"ejecimiento a temperatura ambiente pre"io al trabajo en fr%o. 0o lo tanto, podr%a ser "entajoso para pre"enir el efecto perjudicial del en"ejecimiento antes de la temperatura ambiente en el en"ejecimiento artificial de las l!minas de 6l9g/i3 (secci'n A.N.;) iniciando el en"ejecimiento artificial tan pronto como sea posible despu#s del temple. El en"ejecimiento puede entonces ser interrumpido para lle"ar a cabo para endere8ar a temperatura ambiente, antes de finali8ar el tratamiento de en"ejecimiento. urante la producci'n de placas integrales, 5asta un N:S del "olumen de la placa esta mecani8ada despu#s del en"ejecimiento artificial. urante el en"ejecimiento artificial, los l%mites impuestos por la temperatura de en"ejecimiento significan que las tensiones residuales resultantes del temple no son afectadas y as% se distorsionaran las placas durante el mecani8ado. $on el fin de reducir estas tensiones, al menos parcialmente, dic5as placas se estiran alrededor de 3 a 4S entre el temple y el en"ejecimiento artificial. Entre otras cosas, trabajo en fr%o (estirado o estampado) por sobre 3 a 4S despu#s del temple es beneficioso para la resistencia contra la corrosi'n bajo tensi'n como un resultado de la reducci'n en las tensiones de temple. Otro ejemplo pr!ctico es la producci'n de alambres de E*6l9g/i. 6l combinar en"ejecimiento natural, trabajo en fr%o y en"ejecimiento artificial, las propiedades requeridas, especialmente altas conducti"idad el#ctrica, puede ser obtenida mientras toda"%a se mantenga ele"ada resistencia. -.3
Co*/orta*into a" n0ci*into d di5rnt! a"acion! con5or*a"!
En esta secci'n, es considerado el comportamiento al en"ejecimiento de las m!s importantes aleaciones conformables> las aleaciones coladas son discutidas en la secci'n A.3:. -.3.1
A"acion! A":Cu:Mg = A":Cu:Si:Mn.
Las aleaciones 6l*$u, tales como 6l$u;.@9g:.@ (;33I), 6l$u9g3 (;:3I6), 6l$u9g; (;:;?) y 6l$u9g0b (;::I), son usualmente sujetas a en"ejecimiento natural porque las aleaciones en"ejecibles artificialmente tienen inferior resistencia a la corrosi'n. Cn tratamiento de soluci'n tiene que lle"arse a cabo a una temperatura tan alta como sea posible, debido a que la composici'n de estas aleaciones, especialmente 6l$u9g3 (;:3I6) y 6l$u9g; (;:;?), est!n cerca de su l%mite de solubilidad respecti"o. $omo siempre, el punto de fusi'n de la fase de menor punto de fusi'n de la aleaci'n es el l%mite superior de la temperatura de tratamiento de soluci'n. 6s% el rango de temperatura que puede ser usado es muy limitado y es entre ?N@ y @:@W$, o ?N@ y @3:W$ con algunas aleaciones. A"acion! A":Cu:Mg
Las aleaciones 6l*$u*9g son usualmente templadas en agua. El templado tiene que ser lle"ado a cabo inmediatamente despu#s del tratamiento de soluci'n, para e"itar cualquier precipitaci'n incontrolada. El material debe ser enfriado r!pidamente a tra"#s del rango de temperatura desde alrededor de ?@: a ;@:W$ para pre"enir cualquier forma
de precipitaci'n en los bordes de grano que podr%a aumentar la tendencia a la corrosi'n intergranular (figura A.44). $omo puede "erse de las cur"as de en"ejecimiento en la figura A.4?, es posible lle"ar a cabo una limitada cantidad de deformaci'n, tales como endere8ar, en las primeras dos 5oras despu#s del temple. /i las pie8as se almacenan a apro7imadamente :W$, dic5a deformaci'n toda"%a puede ser lle"ada a cabo 4: a ?: 5rs. despu#s del temple. En gran medida, se puede pre"enir que el proceso de en"ejecimiento ocurra por congelaci'n profunda del material a *3@ 5asta*;:W$ despu#s de temple. La deformaci'n puede entonces ser lle"ada a cabo 5asta Ad%as despu#s del tratamiento de soluci'n y temple, como es el caso con remac5es de 6l$u9g3 (;:3I6). Trabajo en fr%o entre el temple y en"ejecimiento reduce el efecto de endurecimiento. $omo muestra la figura A.4@, la resistencia a la tracci'n de una lamina de 6l$u9g3 (;:3I6) despu#s del en"ejecimiento se requiere como m%nimo una reducci'n de alrededor de un @S. $on el aumento del estirado, la resistencia a la tracci'n aumenta de nue"o y alcan8a los ni"eles obtenidos sin estirado a una reducci'n de un 3@S. La figura A.4A muestra la respecti"a contribuci'n de endurecimiento por precipitaci'n y trabajo en fr%o al aumentar la resistencia a la tracci'n despu#s del estirado. La contribuci'n de trabajo en fr%o aumenta al incrementarse la reducci'n. 0or otro lado, la contribuci'n de endurecimiento por precipitaci'n disminuye r!pidamente al aumentar la reducci'n 5asta un @S de reducci'n, y luego menos marcadamente.
A"acion! A":Cu:Si:Mn = A":Cu:#i:(
Las aleaciones 6l*$u*/i*9n y 6l*$u*i*0b pueden ser en"ejecidas natural o artificialmente. En en"ejecimiento artificial no deteriora significati"amente la resistencia a la corrosi'n de manera que el en"ejecimiento artificial puede ser usado para aumentar la resistencia. La figura A.4I muestra el en"ejecimiento artificial de 6l$u/i9n (;:3?).
Matria"! r0!tido! +C"ad *atria"!)
Los materiales re"estidos son tratados de la misma manera como los materiales no re"estidos pero la duraci'n del tratamiento de soluci'n podr%a ser lo m!s corto posible para mantener buena resistencia a la corrosi'n. Tratamientos de soluci'n prolongados conduce a una difusi'n del $u desde el sustrato al re"estimiento y as% conferir resistencia a la corrosi'n. -.3.2
A"acion! A":Mg:Si
6leaciones de este grupo, a saber 6l 9g/i:.@ (A:A:), 6l9g/i:.I (A::@6), 6l9g/i3 (A:M;) y 6l9g/i0b (A:3;), pueden se en"ejecidas natural o artificialmente. La m!7ima resistencia a la tracci'n es obtenida artificialmente (figuras A.4M y A.4N), esta es la ra8'n porque este m#todo de tratamiento es m!s ampliamente usado. El efecto de la temperatura del tratamiento de soluci'n, el cual es normalmente entre @;: y @?:W$, es mostrado en la figura A.;@, usando como ejemplo 6l9g/i3. En contraste a 6l9g/i3 (figura A.?:), las "elocidades de enfriamiento requeridas para mantener una soluci'n s'lida sobresaturada en secciones e7tru%das de las aleaciones 6l9g/i:.@ y 6l9g/i:.I pueden frecuentemente ser alcan8adas por con"ecci'n for8ada o una niebla (niebla spray) en la prensa e7trusora. Esto e"ita la necesidad de un tratamiento de soluci'n adicional despu#s de la e7trusi'n.
/i una aleaci'n con en"ejecida natural es sometida a en"ejecimiento artificial, la resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia aumentan aún m!s, pero m!s lentamente. 9ateriales m!s altamente aleados (9gF/i \ :.NS) no alcan8an los ni"eles alcan8ados por mera en"ejecimiento artificial, pero menos materiales de alta aleaci'n re"elan un efecto positi"o pre"io al en"ejecimiento natural (figuras A.?3 y A.?;). La eliminaci'n del efecto de endurecimiento por en"ejecimiento ocurre solo despu#s de un corto tratamiento pre"io de en"ejecimiento natural> el efecto de un prolongado en"ejecimiento pre"io a temperatura ambiente es solo peque&o. La reducci'n en la resistencia de las aleaciones 6l*9g*/i (9gF/i] :.NS) como un resultado de un en"ejecimiento pre"io a temperatura ambiente puede ser pre"enido al someterle material a un en"ejecimiento artificial por un per%odo corto inmediatamente despu#s del temple. La temperatura de este tratamiento no tiene que ser la misma que la del tratamiento real de en"ejecimiento artificial, e incluso puede ser menor. Trabajo en fr%o inmediatamente despu#s del temple generalmente acelera el proceso de en"ejecimiento. urante el posterior en"ejecimiento artificial, el m!7imo "alor de la resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia a temperaturas inferiores se obtienen despu#s de un corto per%odo. /in embargo, los ni"eles de resistencia alcan8ado despu#s
del 5abitual tratamiento de en"ejecimiento artificial (temperatura=tiempo) pero son mayores sin trabajo en fr%o (figura A.?4).
-.3.%
A"acion! A":Dn:Mg
El rango de temperatura normalmente usada para tratamiento de soluci'n de las aleaciones 6l*Xn*9g es menor que aquellas usadas en aleaciones endurecibles por en"ejecimiento libres de Xn. La temperatura del tratamiento de soluci'n esta en el rango desde 4@: a @::W$ no tiene ningún efecto significati"o en los ni"eles de resistencia alcan8ado despu#s del posterior en"ejecimiento (figura A.;@), temperatura en el rango ?:: a ?M:W$ son normalmente usadas. Este comportamiento fa"orable se le da buen uso en la pr!ctica, con tratamiento de soluci'n y trabajo en caliente lle"ado a cabo en una operaci'n única de calentamiento, p.ej. para la producci'n de secciones e7tra%das de 6lXn?.@9g3 (I:;:). Cn rasgo caracteristico de las aleaciones 6lXn?.@9g3 es su baja sensibilidad en el temple. La "elocidad de temple despu#s del tratamiento de soluci'n solo tiene un peque&o efecto en las propiedades mec!nicas obtenidas despu#s del en"ejecimiento. $omo puede "erse desde la figura A.??, el "alor del l%mite de fluencia obtenido despu#s del enfriamiento al aire es pr!cticamente el mismo que el encontrado despu#s del temple desde la temperatura de tratamiento de soluci'n. La sensibilidad de temple depende del (XnF9g) y la ra8'n Xn=9g. 6lXn9g4, la cual ya no es una aleaci'n estandari8ada, tiene un contenido (XnF9g) la cual es apro7. 4:S mayor y la ra8'n Xn=9g la cual es apro7. @:S menor que la 6lXn?.@9g3 (I:;:), y que notablemente menos sensible al temple. ependiendo del espesor de pared, templado por enfriamiento en agua caliente a alrededor de M:W$ o aire puede tener un efecto beneficioso sobre la resistencia de agrietamiento de corrosi'n por esfuer8o (figura A.?@).La resistencia al agrietamiento de corrosi'n bajo tensi'n puede ser aumentada por en"ejecimiento artificial o escalones de en"ejecimiento. /obre*en"ejecimiento, que se consigue al en"ejecer por tiempo muc5o m!s largos que el tiempo requerido para alcan8ar los ni"eles m!7imos de resistencia, es
beneficioso desde el punto de "ista de la corrosi'n. La perdida de resistencia es acompa&ada por un significati"o incremento en la resistencia del agrietamiento a la corrosi'n bajo tensi'n.
Co*/orta*into d "o! *atria"! So"dado!.
La baja sensibilidad de temple y el amplio rango de temperaturas de tratamientos de soluci'n (figuras A.;@ y A.??) significa que cuando las aleaciones endurecibles por en"ejecimiento son soldadas, la p#rdida de resistencia en la 8ona afectada t#rmicamente es restaurada sin la necesidad de un nue"o tratamiento de soluci'n. El ni"el de
resistencia encontrado en el estado de en"ejecimiento natural se recupera despu#s de un en"ejecimiento pre"io a temperatura ambiente por tres meses. $on el fin de acelerar este deseable proceso de en"ejecimiento, uno puede lle"ar a cabo el en"ejecimiento a una temperatura moderadamente ele"ada, tal como A: 5rs a A:W$. o ;? 5rs a 3;: W$. El en"ejecimiento por A: 5rs a A:W$ produce un estado de en"ejecimiento natural estable con una pobre resistencia a agrietamiento de corrosi'n bajo tensi'n. El en"ejecimiento de ;? 5rs a 3;:W$ cae en la categor%a de en"ejecimiento natural y ofrece mejor resistencia al agrietamiento de corrosi'n bajo tensi'n y corrosi'n de e7foliaci'n. $uando se conforma o sueldan estas aleaciones, debe tenerse cuidado de asegurar que el material es calentado o enfriado r!pidamente a tra"#s del rango de temperatura desde alrededor de ;:: a 4::W$> la e7posici'n prolongada a este rango de temperaturas reduce la capacidad del material a someterse a un nue"o en"ejecimiento. Co*/orta*into a" n0ci*into
Las cur"as para en"ejecimiento artificial y natural se muestran en las figuras A.?A y A.?I. En contraste a las aleaciones 6l9g/i (A:M;), pre"io al en"ejecimiento a temperatura ambiente tiene un efecto beneficioso en la resistencia m!7ima que puede ser alcan8ada por en"ejecimiento artificial en aleaciones 6lXn?.@9g3 (I:;:). La resistencia a la tracci'n y el l%mite de fluencia puede ser adem!s aumentada por pasos de en"ejecimiento, lo cual en el caso de 6lXn?.@9g3 implica un tratamiento inicial a temperaturas entre N: y 3::W$ y posterior tratamiento entre 3?@ y 3@:W$.
-.3.&
A"acion! A":Dn:Mg:Cu
Las m!s importantes aleaciones de este grupo son 6lXn9g$u:.@ (I:;;) y 6lXn9g$u3.@ (I:I@)> "er secciones ?.;.? y A.@ para m!s detalles. El rango preferido de temperatura para el tratamiento de soluci'n es entre ?A: a ?M: W$. La sensibilidad de temple es mayor que en las aleaciones 6lXn?.@9g3 debido al mayor contenido de aleante, especialmente a consecuencia de las adiciones de $u y $r. Estas aleaciones son mayormente sometidas a en"ejecimiento artificial o en pasos (escalones) de manera de obtener una estructura que sea resistente al agrietamiento de corrosi'n bajo tensi'n garanti8ando al mismo tiempo ele"ada resistencia (figuras A.?M y A.?N). e manera de obtener incluso mejor resistencia al agrietamiento de corrosi'n bajo tensi'n. Las aleaciones 6l*Xn*9g*$u muestran deben ser siempre sobre* en"ejecidas, aunque esto lle"e a una perdida de resistencia. La conducta de l!minas de 6lXn9g$u3.@ durante en"ejecimiento escalonado se muestra en la figura A.?N. espu#s del primer en"ejecimiento de la aleaci'n entre 3:@ a 34@ W$, el segundo escal'n del tratamiento de en"ejecimiento es lle"ado a cabo a mayor temperatura, entre 3A: a 3N: W$ como se muestra. 2ndependientemente del "alor de resistencia a la tracci'n y l%mite de fluencia obtenido despu#s del primer escal'n del tratamiento de en"ejecimiento y a pesar de una perdida inicial de resistencia en el en"ejecimiento, apro7. el mismo "alor m!7imo es obtenido despu#s del segundo escal'n de tratamiento en todos los casos. /in embargo, la mayor temperatura de en"ejecimiento de la segunda paso, cuanto m!s corto es el tiempo requerido para alcan8ar el m!7imo endurecimiento.
-.14
Conduc Conducta ta d ndurc ndurci*i i*into nto /or n0 n0ci*i ci*int nto o d 0aria! a"aci a"acion! on! d co"ada.
La conducta de endurecimiento por en"ejecimiento de aleaciones de colada es esencialmente la misma de las aleaciones conformables. La única diferencia b!sica es el 5ec5o que la duraci'n del tratamiento tr atamiento de soluci'n, " cua" ta*i8n @o*ogni9a "a !tructura; ! u!ua"*nt *,! "argo. 6lgunas "eces, uno prescinde de un tratamiento de soluci'n y enfr%a el metal colado m!s o menos r!pidamente. La conducta de una aleaci'n colada no estandari8ada estandari8ada 6l*@SXn*3S9g es similar similar a la aleaci'n conformable libre de cobre 6l*Xn*9g> la cual es tan insensible a temple que al enfriarla desde la temperatura de colada puede siempre ser utili8ada en lugar de un tratamiento independiente independiente de soluci'n y temple. Este es tambi#n el caso con con otras dos aleaciones de colada no estandari8adas, estandari8adas, 6l*3:SXn*MS/i*9g y 6l*3;S/i*4S$u. La aleaci'n de colada 1*6l/i@9g es usualmente en"ejecida naturalmente, aunque es usado un en"ejecimiento artificial cuando los requerimientos son m!s demandantes. Las aleaciones de colada m!s altamente aleadas 6l*/i*9g, 5asta 1*6l/i3:9g, son usualmente en"ejecidas artificialmente. A"acion! d co"ada A":Si:Mg
La figura A.;A muestra la dependencia dependencia de la resistencia de la aleaci'n de colada 1* 6l/i3:9g en la temperatura del tratamiento de soluci'n y la figura A.;M muestra la dependencia de la dure8a y duraci'n del tratamiento de soluci'n para "arios di!metros de muestra y t#cnicas de colada. $omo puede "erse desde la figura A.@: con materiales m!s altamente aleados, un corto per%odo de pre*enfriamiento, p.ej. el tiempo entre el final del tratamiento de soluci'n y el comien8o del temple, es esencial para alcan8ar el m!7imo efecto de endurecimiento. La figura A.@3 muestra las cur"as de endurecimiento artificial para 1*6l/i3:9g basado en las medidas de dure8a. Los mayores "alores de resistencia resistencia a la tracci'n tr acci'n y l%mite de fluencia son obtenidos a bajas temperaturas de en"ejecimiento de alrededor de 3@:W$. 1*6l9g4/i es solo en"ejecida artificialmente, debido a que el aumento de resistencia durante el en"ejecimiento natural es insignificante.
/2L6-ORT*4A /2L6-ORT*4A (6l/iN9g9n/r), la cual fue mencionada antes en la secci'n ?.?.;, es un tipo similar de aleaci'n. /e puede concluir desde los datos de propiedades mec!nicas mec!nicas para la condici'n condici'n de colada - dados dados en la figura ?.3I, que una amplia gama de propiedades mec!nicas mec!nicas puede puede ser obtenida al "ariar el contenido de 9g. En suma, otras otras combinaciones combinaciones de propiedades pueden ser obtenidas por tratamiento t#rmico (figura A.@;), y otras son posibles al modificar el contenido de magnesio. $uando son usados los tratamientos t#rmicos T? y TA, se necesita adoptar precauciones tales como un correcto posicionamiento de la pie8a en el 5orno de recocido y una t#cnica correcta de inmersi'n de la pie8a en el ba&o de agua de manera de e"itar distorsiones de la pie8a. En suma, 5ay riesgo que se formen defectos superficiales debidos a poros de gas. /i son requeridos ele"ados ni"eles de resistencia, el contenido de magnesio debe estar por encima de :.4S para asegurar que se alcance el potencial total de dure8a de la aleaci'n. Esto es, por su puesto, con una reducci'n de ductilidad. $on tratamiento t#rmico T@, 5ay un riesgo de distorsi'n en temple, y as% es necesario m!s endere8ado, endere8ado, pero esto es es menor con el tratamiento T?. El tratamiento t#rmico TI implica un tratamiento de soluci'n y temple y un posterior sobre*en"ejecimiento sobre*en"ejecimiento por en"ejecimiento artificial a ele"adas temperatura (] ;::W$) o por largos tiempos tiempos de recocido, recocido, de manera que uno e7cede el el punto a la que se obtiene
el m!7imo de resistencia. La figura A.@4 muestra las propiedades mec!nicas como una funci'n del tiempo de recocido para un contenido de 9g de :.4S. La resistencia a la tracci'n m!7ima es de 43: 90a, y la ductilidad es toda"%a de I.3S. 6 ele"ados contenidos de 9g y altas temperaturas de recocido, el l%mite de fluencia puede e7ceder ;M: 90a, con una ductilidad que es toda"%a sobre el 4S. La figura A.@4 muestra que al aumentar el tiempo de recocido, p.ej. una creciente condici'n de sobre*en"ejecimiento, 5abr! un aumento en la ductilidad. En el ensayo reali8ado en la pie8a, ductilidades de 5asta ;:S con una resistencia de entre 3;: a 34: 90a que puede ser alcan8ada por el uso adecuado de tratamientos t#rmicos.
A"acion! d co"ada A":Cu:Ti = A":Cu:Ti:Mg
En contraste, las aleaciones de colada 6l*$u*Ti y 6l*cu*Ti*9g pueden ser en"ejecidas natural y artificialmente. La figura A.;I muestra claramente el efecto de la temperatura de tratamiento de soluci'n en la resistencia de la aleaci'n de colada 1*6l$u?Ti9g
despu#s de un en"ejecimiento natural. 0ara la aleaci'n de colada 1*6l$u?Ti, el estado de Pparcialmente duroQ 5a sido normali8ado, y esto se logra por un en"ejecimiento artificial incompleto, usualmente al emplear una temperatura de en"ejecimiento algo menor. Este estado da como resultado ele"ada elongaci'n a la fractura y ligeramente menores ni"eles de resistencia que el material totalmente en"ejecido. A"acion! d co"ada A":Si:Cu
6unque la composici'n de las aleaciones de colada 6l*/i*$u indicar%a que estas aleaciones pueden ser en"ejecidas por en"ejecimiento, ellas normalmente no son objeto de tratamientos t#rmicos especiales. $uando se cuela en moldes permanentes, el en"ejecimiento natural despu#s de colada conduce a un importante aumento en la resistencia. -.11
A"anda*into = /rci/itación !i*u"tana.
Cno de los factores que influencia el ablandamiento de una aleaci'n es el posible sobre* saturaci'n de !tomos de soluto (elementos de aleaci'n e impure8as), las cuales son frecuentemente encontradas. La sobre*saturaci'n puede ser lograda deliberadamente, p.ej. por tratamiento de soluci'n y posterior temple, o como es frecuentemente el caso, puede ser el resultado cuando una pie8a colada es r!pidamente enfriada. La tabla 3.M y la figura A.@? muestran las "elocidades de enfriamiento para "arios procesos de colada, se determino a tra"#s detalles del espaciado interdendr%tico o el espaciado de celdas. Es aparente que, bajo ciertas circunstancias, un enfriamiento r!pido ocurre independiente de la aleaci'n cuando se cuela en moldes permanentes fr%os, especialmente son usados procesos de colada continua (p.ej. colada continua o colada continua y laminado, "er secciones 3.?.; y 3.?.4 para detalles). 0or otra parte, e7iste la mayor concentraci'n de defectos de red y un tama&o de grano fino. El grado en que estos factores se manifiestan se 5acen marcadamente dependientes del proceso de colada usado, especialmente de la "elocidad de enfriamiento y el tiempo de mantenci'n a ele"ada temperatura, los cuales influyen en la eliminaci'n de la sobre*saturaci'n y crecimiento de grano. /i tal material sobre*saturado es trabajado en fr%o y entonces en"ejecido, re"ela marcada diferencia en la conducta de ablandamiento. Las ra8ones de esto son las siguientes * 1rupos (clusters) de !tomos de soluto (segregaci'n) o precipitados formados durante la recuperaci'n (a defectos en la red deformada o estructura recuperada) el cual fija 5acia defectos de red ^____ * La formaci'n de los grupos (clusters) de !tomos de soluto o de precipitados durante la recristali8aci'n en el frente de recristali8aci'n, el cual fija el frente de recristali8aci'n 5acia abajo (borde de grano). Hay una desaceleraci'n del proceso de ablandamiento como resultado de la fijaci'n de los defectos de red. Hay as% dos fuer8as impulsoras cuando los procesos se superponen de este modo 3. Eliminaci'n de la sobre saturaci'n en la forma de grupos y precipitaci'n ;. Eliminaci'n de defectos de red como resultado de la recuperaci'n y recristali8aci'n.
Los procesos conflicti"os b!sicos se muestran en la figura A.@@ $omo se muestra esquem!ticamente en la figura A.@@a, 5ay dos regiones donde los racimos de !tomos de soluto influencian la recristali8aci'n 2 6 alta temperatura, la "elocidad de migraci'n de borde de grano es solo d#bilmente dependiente de la temperatura porque no se "e afectado por la agrupaci'n (clustering), p.ej. 5ay una alta "elocidad de migraci'n. 22 0or debajo de cierta temperatura, Ti, la mo"ilidad de los bordes se reduce considerablemente porque los racimos de !tomos tienen que ser arrastrados al borde, y la "elocidad de difusi'n de estos !tomos determinan la "elocidad de migraci'n de los bordes. 0or consiguiente, la "elocidad de migraci'n es baja. En el diagrama temperatura Utiempo*transformaci'n (TTT) muestra esquem!ticamente en la figura A.@@b, que 5ay tres !reas donde los procesos de recristali8aci'n y precipitaci'n se superponen 2 Becristali8aci'n como una soluci'n s'lida 5omog#nea la cual no es afectada por los procesos de precipitaci'n, es decir, a estas temperaturas ya no 5ay ningún sobre* saturaci'n. 22 Becristali8aci'n es una soluci'n s'lida sobre*saturada> el número de núcleos potenciales como sitios de precipitaci'n (principalmente dislocaciones) disminuye como un resultado de la recristali8aci'n. Hay menos precipitados pero estos son m!s grandes. 222 0recipitaci'n anterior a la recristali8aci'n, o simult!neamente en el caso de T i, donde las cur"as se cru8an> la precipitaci'n retrasa significati"amente la recristali8aci'n. El !rea de la etapa 222 en la figura A.@@b es de particular inter#s, como por definici'n este es un tratamiento termomec!nico (secci'n A.M), debido a que los defectos de red introducidos por trabajado son plenamente efecti"os durante la formaci'n de los precipitados. islocaciones, las cuales est!n presentes en gran cantidad, actúan como núcleos para la precipitaci'n y esto da como resultado la formaci'n de numerosos precipitados finamente dispersos. Esto afecta una posterior recristali8aci'n en cualquier etapa *
La formaci'n de núcleos de recristali8aci'n es usualmente retrasada debido a que los precipitados (y racimos) impide el proceso que conduce a la formaci'n de núcleos. * El proceso de recristali8aci'n es tambi#n retrasado debido al fajamiento de los precipitados en fronteras m'"iles. * Cna "e8 que se completa la recristali8aci'n, el posterior crecimiento de grano se altera por precipitados en los bordes de los granos recristali8ados. Estos efectos aumentan el umbral de recristali8aci'n, permiti#ndose que el material mejore la resistencia t#rmica y retrase la perdida de resistencia que ocurre despu#s de prolongados e7posiciones debido a un crecimiento de grano.
-.11.1 A"u*inio no a"ado
2ncluso las peque&as cantidades de impure8as presentes en aluminio no aleado son suficientes para influir la conducta de recristali8aci'n, y el efecto llega a ser m!s pronunciado cuanto mayor es el grado de sobre*saturaci'n. Cno solo puede esperar una peque&a cantidad de sobresaturaci'n en un aluminio no aleado solidificado lentamente (colado en molde permanente y laminado en caliente) (6lNN.? con :.?IS -e y :.33S/i) pero aún as% los principales precipitados, a saber las fases 6l-e4 y 6l-e/i que se forman de colada, tienen un efecto significati"o. /e puede demostrar en microscopio electr'nico que sobre todos los bordes de grano de las estructuras no deformadas pueden actuar como sitios de nucleaci'n para la recristali8aci'n. /u eficacia aumenta por la presencia de part%culas primarias de 6l 4-e, las cuales actúan como sitios para posibles distorsiones de red y conduce a una reducci'n en la temperatura de recristali8aci'n. /i 5ay sobresaturaci'n, es decir, como un resultado del tratamiento de soluci'n a alrededor de A::W$ seguido de un temple, o solidificaci'n acelerada, trabajo en fr%o y en"ejecimiento conduce a un rango de poligoni8aci'n y aumenta el umbral de recristali8aci'n. Esto puede ser atribuido ya sea a la sobresaturaci'n en si misma (racimos) o a la pre"ia o simultanea formaci'n de precipitados secundarios, el cual fija
el frente de recristali8aci'n. Cn marcado retraso in la recristali8aci'n es aparente en el diagrama TTT para bandas coladas de diferentes composici'n dadas en las figuras A.@A 5asta A.@M. El !rea sobre la cual la recristali8aci'n es retrasada por precipitaci'n (!rea de etapa 222 en la figura A.@@b) llega a ser m!s pronunciada con un aumento en el contenido de -e debido por la mayor cantidad de precipitaci'n. El efecto /i es para acelerar la precipitaci'n de -e> se forma numerosa fina precipitaci'n secundaria y la recristali8aci'n se deteriora aún m!s. En una banda colada menos fuertemente sobresaturada, tal como las bandas coladas de Huntes 2ngenier%a mostrada en la figura A.@M, el punto cr%tico T i=ti es despla8ado 5acia abajo y a la derec5a> la precipitaci'n ocurre en la última etapa como resultado del menor grado de sobresaturaci'n. /i uno compara las cur"as de ablandamiento parra bandas coladas y las bandas con"encionales (figura A.3?), se 5ace claramente e"idente que un retraso en la recristali8aci'n es debido a un aumento en la temperatura de recristali8aci'n. El proceso de recristali8aci'n puede ser acelerado por el uso de un tratamiento de soluci'n o un recocido intermedio, el cual conduce a una reducci'n en el grado de sobresaturaci'n.
-.11.2 A"acion! d A"u*inio
El efecto de una sobresaturaci'n de los !tomos de soluto debido al trabajo en fr%o es particularmente e"idente en aleaciones de aluminio. $omo puede "erse desde las figuras A.@N y A.A:, la sobresaturaci'n es producida en tiras con"encionales, 5ec5as en coladas en molde permanente y laminado en caliente, es suficientemente alta para causar un retraso en el proceso de recristali8aci'n. El efecto de elementos de aleaci'n y impure8as, especialmente el efecto del -e, se 5ace e"idente cuando se comparan las dos figuras. 6 pesar de la peque&a diferencia en el contenido de 9n y el grado de trabajo en fr%o, las bandas de comercialmente*puros que se muestran en la figura A.A: tiene un m!7ima de precipitaci'n que se despla8a 5acia tiempos de recocido m!s cortos. La principal ra8'n para esto es la aceleraci'n del proceso de precipitaci'n debido a la adici'n de -e.
6s%, la recristali8aci'n primero ocurre despu#s que el precipitado se 5a formado (no 5ay ninguna !rea de la etapa 22 como en la figura A.@@b)> esto resulta en recristali8aci'n siendo impedidote manera muy efica8 y por eso la aleaci'n tiene una muy buena resistencia t#rmica.
6 este respecto, el ele"ado grado de sobresaturaci'n asociado a la colada continua a consecuencia de las ele"adas "elocidades de enfriamiento se manifiesta muy claramente, como se muestra en la figura A.A3. Tambi#n en este caso, el !rea de la etapa 22 es despreciable (cf. -igura A.@Ab). $omo muestra en las figuras A.@A y A.@I, as% como en la figura A.;;b, una comparaci'n con bandas coladas no aleadas bajo id#nticas condiciones re"ela que la adici'n de aleantes conduce a un despla8amiento significati"o
en la 8ona de recristali8aci'n 5acia temperaturas m!s altas. 6 temperaturas por debajo de Ti (apro7. ?M:W$), uno puede obser"ar la formaci'n de granos groseros debido a que la recristali8aci'n es impedida por la precipitaci'n ("er tambi#n la figura A.;4). /i tales bandas coladas se someten a tratamiento t#rmico antes de ser trabajadas en fr%o, una bien definida !rea de etapa 22 (cf. -igura A.@Ab) es de nue"o "isible, como se muestra en la figura A.A;a 5asta A.A;c, es decir, la 8ona donde se impide la recristali8aci'n es m!s peque&a. $uanto m!s largo el tratamiento de soluci'n, o m!s ele"ada la temperatura, m!s e"idente esto se con"ierte. Esto puede ser atribuido a que el pre*tratamiento reduce el grado de sobresaturaci'n por la formaci'n de precipitados m!s groseros, en este caso 6l A9n. Estos precipitados actúan sitios preferentes para la nucleaci'n de la recristali8aci'n y la recristali8aci'n en consecuencia se acelerar!. 0or consiguiente, es obtenida una estructura de grano fina ("er tambi#n la figura A.;4). El efecto del grado de trabajo enfr%o en banda de colada continua y laminada de 6l9n3-e3 se muestra en las figuras A.A4a 5asta A.A4c. Cn menor grado de trabajo en fr%o nos lle"a a un retraso del comien8o de la recristali8aci'n debido a una baja densidad de dislocaciones. En el ejemplo se muestra, que la recristali8aci'n siempre se inicia despu#s que comience la precipitaci'n y se "e afectado por el. En tales casos de recristali8aci'n retardada, un paso claro en la cur"as de ablandamiento, tal como en las figuras A.;;b y A.;4. La 8ona resultante de formaci'n de grano grosero es claramente indicada en la figura A.;4. El paso desaparece despu#s de un tratamiento de soluci'n, es decir, la recristali8aci'n ya no esta impedida. Esto puede ser atribuido a la reducci'n de la sobresaturaci'n por el tratamiento de soluci'n. /e forman granos finos debido a los numerosos precipitados formados en el recocido que actúan como sitios de nucleaci'n para la recristali8aci'n.
A.3; /úperplasticidad La superplasticidad es una forma especial de trabajo en caliente. ajo ciertas condiciones, materiales adecuados pueden someterse a e7cepcionales cantidades de deformaci'n antes de fallar> la elongaci'n a la fractura puede e7ceder 3:::S. /e refiere a la conducta de un material seudo* "iscoso y uno puede a5ora alcan8ar un grado de trabajo de "arios cientos por ciento. La superplasticidad es atribuida a un desli8amiento de borde de grano con una superposici'n de mo"imiento de dislocaciones y termofluncia difusional en el borde de grano. Esto significa que el mismo mecanismo se aplica durante conducta superpl!tica como durante fluencia. Todos los granos se desli8an a lo largo como si estu"ieran en un paquete. Hay un reordenamiento de los granos pero ninguna deformaci'n significati"a. Los dos par!metros m!s importantes para superplasticidad son * *
temperatura de deformaci'n mantener una cierta "elocidad de deformaci'n.
El mecanismo de deformaci'n superpl!stica solo toma lugar a cierta temperatura de deformaci'n caracter%stica, la cual se 5a encontrado de alrededor de :.@*N.A@ del punto de fusi'n e7presado en grados Gel"in. 0or eso la temperatura debe mantenerse dentro de una tolerancia cerrada durante la deformaci'n superpl!stica. La deformaci'n debe tambi#n ser lle"ada a cabo a una muy baja "elocidad caracter%stica de deformaci'n, es decir, la principal "elocidad de deformaci'n tiene que ser mantenida dentro de una estrec5a banda. Cno solo puede alcan8ar 5omog#nea, deformaci'n uniforme, y as% m!7ima utili8aci'n del "olumen del material, por un control preciso de la temperatura y "elocidad de deformaci'n y minimi8ar el contacto friccional entre la 5erramienta y el material. El prerrequisito del material para conducta superpl!stica son las siguientes * Cna microestructura de grano fino (monofase o multifase) con un tama&o de grano ` 3: m, la cual es tambi#n estable a la temperatura de deformaci'n, es decir, no aumenta de tama&o. * Cna superficie isotropita con la menor rugosidad que sea posible en orden de e"itar la fricci'n anisotropica. * Cn espesor uniforme del material como sea posible. Las aleaciones 6l$uAXr:.@, 6l$u, 6lXnA9g;.4$u3.A$r y 6lXn$a son conocidas como superpl!sticas. Las pruebas tambi#n se 5an lle"ado a cabo con #7ito en 66 @:M4 (ER 6*6l9g?.@ 9n:.I), 66 A:M; (ER 6*6l/i39g9n) y 66 I?I@ (ER 6* 6lXn@.@$u). La súperplasticidad no es una propiedad de la aleaci'n pero es una propiedad dependiente de la estructura, de manera que otras aleaciones se pueden 5acer que tengan un comportamiento súper*pl!stico mediante el uso de unas adecuadas medidas mec!nicas y termomec!nicas. La figura A.A? muestra esquem!ticamente los pasos necesarios que se deben tomar. El tratamiento termomec!nico comien8a con una 5omogeni8aci'n> esto elimina cualquier gradiente de concentraci'n del lingote a laminar producto del proceso de colada. Este lingote es calentado 5asta ?I@W$ en pasos de 4:W$=5, y entonces es
