determinación del efecto de refinamiento de grano con zr en las...
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Determinación del efecto de refinamiento
de grano con Zr en las propiedades tensiles
y de dureza en el sistema Cu8Sn fundido en
moldes de arena bajo norma ASTM B208-
140
Autor
Moises David Vasquez Romero
Universidad de Antioquia
Facultad de Ingeniería, Departamento de Ingeniería
de Materiales
Medellín, Colombia
2019
Determinación del efecto de refinamiento de grano con Zr en las propiedades
tensiles y de dureza en el sistema Cu8Sn fundido en moldes de arena bajo
norma ASTM B208-140
Moises David Vasquez Romero
Informe final de trabajo de grado como requisito para optar al título de:
Ingeniero de Materiales.
Asesor.
Juan Marcelo Roja Arango, Ph.D
Universidad de Antioquia
Facultad de Ingeniería, Departamento de Ingeniería de Materiales.
Medellín, Colombia
2019.
AGRADECIMIENTOS
En primer lugar, quiero dedicar este logro a mi familia, especialmente a mi mamá Ena luz
Romero y mi papá Arcadio Vásquez, quienes hoy ven materializado su sacrificio a lo largo
de estos años.
Un agradecimiento muy especial al profesor Marcelo Rojas con quien he compartido una
excelente amistad y quien ha sido mi tutor durante todo este proceso.
Al Profesor Marcelo de Aquino Martorano de la Escuela Politécnica de la Universidad de
Sao Paulo por haber proporcionado el inoculante utilizado para el desarrollo de este
proyecto.
Una mención muy especial a Daniel Ramírez, Oscar Ríos, Marco Paniagua, Lizeth
Giraldo, Mateo Montoya, quienes han aportado de una manera sustancial para que todo
este proyecto se llevara a buen término.
Al laboratorio de materiales de la Universidad EAFIT y a Juan Duque por la atención y
los servicios prestados.
Al profesor Ricardo Aristizábal y a todo el equipo de trabajo del laboratorio de fundición,
que con sus aportes facilitaron la realización de este proyecto.
Al equipo de trabajo del Centro de Microscopía Avanzada de la Universidad de Antioquia,
por los servicios prestados.
Un agradecimiento al CODI por el financiamiento del proyecto PR 18-2-02.
A la profesora Claudia Serna y al grupo GIPIMME por acogerme como miembro y por
ayudar con el desarrollo de este proyecto.
A la Universidad de Antioquia que me formó como persona y ahora como un profesional
integro.
I
RESUMEN
El refinamiento de grano realizado a través inoculación de aleaciones de bronces
fosforados as-cast ha sido estudiado durante varios años con el propósito de establecer
una metodología efectiva que permita obtener aleaciones con estructura de granos
refinados y sin la necesidad de aplicar tratamientos térmicos a las aleaciones producidas.
En el presente proyecto se estudió el efecto refinador del zirconio en el tamaño de grano
y su efecto en las propiedades tensiles y dureza en aleaciones as-cast de bronce
fosforado (Cu8Sn), para ello se produjeron dos sistemas de aleación Cu8Sn y
Cu8Sn0,16Zr, esto se realizó por medio de fundición y vaciado en moldes de arena
aglomerados con resina fenólica, una vez producidas las aleaciones fueron cortadas y
maquinadas para producir probetas de tensión, con el propósito de realizar ensayos de
tensión y dureza, además de realizar análisis fractográfico. Los resultados arrojaron que
la resistencia ultima a la tensión de Cu8Sn0,16Zr es mayor que la de Cu8Sn, al igual que
el límite de cedencia, el módulo de elasticidad y el esfuerzo de rotura. De igual manera
se obtuvo una reducción del 55,35% en el tamaño medio de grano en la aleación
inoculada. Los análisis fractográficos permitieron determinar que la fractura a nivel
macroscópico de ambas aleaciones es de copa y cono, a nivel microscópico se determinó
que hubo dos modos de ocurrencia de la fractura: fractura por desprendimiento dendrítico
y fractura por coalescencia de microcavidades. Ambos modos de fractura son propios de
aleaciones de carácter dúctil.
Palabras clave: Inoculación, estructura as-cast, bronces, ensayos mecánicos,
fractografía
II
ABSTRACT
The grain refinement carried out through inoculation of as-cast phosphorus bronze alloys
has been studied for several years with the purpose of establishing an effective
methodology that allows to obtain alloys with refined grain structure and without the need
to apply thermal treatments to the alloys produced. In the present project, the refining
effect of zirconium on the grain size and its effect on the tensile properties and hardness
in phosphor bronze as-cast alloys (Cu8Sn) was studied. For this, two Cu8Sn and
Cu8Sn0,16Zr alloy systems were produced, this was carried out by casting sand mold
hardened with phenolic resin, once the alloys were produced they were cut and machined
to produce tension test tubes, with the purpose of carrying out tension and hardness tests,
in addition to performing fractographic analyzes. The results showed that the ultimate
tensile strength of Cu8Sn0.16Zr is higher than that of Cu8Sn, as well as the yield strength,
the modulus of elasticity and the fracture stress. Similarly, a reduction of 55.35% in the
average grain size in the inoculated alloy was obtained. The fractographic analysis
allowed to determine that the fracture at the macroscopic level of both alloys is cup and
cone, at the microscopic level it was determined that there were two modes of occurrence
of the fracture: dendritic detachment fracture and microvoid coalescence fracture. Both
fracture modes are typical of ductile alloys.
Keywords: Inoculation, as-cast, bronzes, mechanical tests, fractography
III
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 1. Solidificación dendrítica(a) y eutéctica(b). ....................................................... 4
Figura 2. Formación de microestructuras columnares y equiaxiales dendríticas ............ 5
Figura 3. Tipos de estructuras de solidificación que pueden ser obtenidas en
solidificación direccional de aleaciones binarias. ............................................................. 6
Figura 4. Gráfico esquemático que muestra cómo el rango constitucional afecta el
crecimiento del grano. La concentración de soluto disminuye de derecha a izquierda en
la figura [10],[14]. ............................................................................................................. 8
Figura 5. Curva de tamaño de grano medio con diferentes adiciones nominales de Zr
para la serie de experimentos de la aleación Cu-8%Sn-0,025%P [2]. ............................ 9
Figura 6. Macroestructura de la sección longitudinal de lingotes de la aleación Cu-
8%Sn-0,25%P: (a) sin adición de Zr, (b) con adición de 0,08% de Zr [2]. ..................... 10
Figura 7. Probeta de sección circular con sus respectivas medidas, obtenida bajo
norma ASTM B208-14[22]. ............................................................................................ 12
Figura 8. Representación esquemática de la curva esfuerzo vs deformación de un
material [23]. .................................................................................................................. 14
Figura 9. Dos tipos de estructuras de algunos metales: a) FCC (Cu, Al, Ni) y b) HCP
(Mg, Zn) [33] .................................................................................................................. 16
Figura 10. Superficie de fractura de muestras cilíndricas sometidas a tracción [37]. ... 17
Figura 11. Micrografías MEB de acero AISI 1008 fracturadas en tensión. Obsérvese
los hoyuelos equiaxiales en la región central y hoyuelos alargados en las paredes de la
copa [32]. ....................................................................................................................... 18
Figura 12. Ejemplos de fracturas de clivaje. a) Límite de torsión, pasos de clivaje y
patrones de río en una aleación Fe-0.01C-0.24Mn-0.02Si que se fracturó por impacto.
b) Lengüetas (flechas) en la superficie de un metal de soldadura de acero Cr al 30%
que se fracturó por clivaje [34]. ...................................................................................... 19
Figura 13. Esquema que ilustra la rotura decohesiva a lo largo de los límites del grano.
a) Descohesión a lo largo de los límites de grano de granos equiaxiales. b)
Descohesión a través de una fase débil de límite de grano. c) Descohesión a lo largo de
los límites de grano de granos alargados [34]. .............................................................. 20
Figura 14. Ruptura decohesiva en una tuerca de acero AISI 8740 debido a fragilización
por hidrógeno. a) Macrografía de la superficie de la fractura. b) La vista de mayor
aumento del recuadro está en a) Mostrando una fractura intergranular típica [34]. ...... 20
Figura 15. Comparación de las resistencias a la tracción y el alargamiento del cobre
puro en colado (Cu de grano grueso) y NPFG-Cu con diferentes características
microestructurales [39]. ................................................................................................. 21
Figura 16. Diagrama de esfuerzo de ingeniería vs Deformación de ingeniería, para (a)
Zn-0.1%Mg y (b)Zn-0.5%Mg [38]. ................................................................................. 21
Figura 17. Metodología empleada para el desarrollo del proyecto. .............................. 24
Figura 18. Molde en arena endurecido con resina: a) molde superior, b) molde inferior,
c) tapa, d) molde armado y listo para proceso de fundición. ......................................... 26
IV
Figura 19. Proceso de fundición: a) material fundiéndose en el crisol, b) vaciado del
baño fundido en el molde, c) vaciado en crisol conectado al termopar, d) vaciado
completo, se aprecia la solidificación del fundido. ......................................................... 27
Figura 20. Montaje utilizado para agregar inoculante al baño fundido. a) lámina de
cobre doblada, contiene Zr, b) barra de grafito utilizada para depositar inoculante. ..... 28
Figura 21. Montaje utilizado para obtener las curvas de enfriamiento de los sistemas de
aleación Cu8Sn y Cu8Sn016Zr, conformado por: a) sistema de adquisición de datos, b)
molde conectado al termopar, c) molde grande endurecido, d) computador portátil ..... 29
Figura 22. Proceso de corte de Cu8%Sn0Zr y Cu8%Sn0,16Zr: a) corte de los ataques y
bajante, b) corte por la mitad del bloque, c) quilla cortada del bloque completo, d) lingote
cortado que será maquinado para obtener probeta. ...................................................... 30
Figura 23. a) Máquina universal de ensayos Instron® 5984, b) Extensómetro ............ 32
Figura 24. Montaje para ensayo de tensión, a) probeta cilíndrica maquinada Cu8Sn y
Cu8Sn0,16Zr, b) montaje para la medición del módulo elástico, c) probeta montada
parra ensayo de tensión hasta rotura. ........................................................................... 33
Figura 25. Muestras para análisis fractográfico. a) MEB, b) superfície Cu8Sn(S),
c) Cu8Sn0,16Zr ............................................................................................................. 34
Figura 26. Tamaño de grano en orientación longitudinal (lingotes) y orientación
transversal (cabezas de probeta) .................................................................................. 35
Figura 27. Ensayo de dureza Brinell a) Maquina universal de ensayo de tensión
configurada para ensayo de dureza, b) Pieza de Cu8Sn0,16Zr utilizada para medir la
dureza Brinell. ................................................................................................................ 37
Figura 28.Curva Esfuerzo-Deformación de los sistemas de aleación con y sin
inoculante. ..................................................................................................................... 40
Figura 29. Micrografía de a) Superficie de Cu puro con presencia de oxígeno y b)
Micrografía de Cu puro con presencia de oxigeno [15]. ................................................ 43
Figura 30. Micrografías de Cu puro, atacado con cloruro férrico. ................................. 44
Figura 31. Micrografía MEB Cu8Sn0,16Zr de a) Fase rica Cu-α y b) Espectro de
energía dispersiva de Rayos-X (EDS). .......................................................................... 44
Figura 32. Micrografía MEB Cu8Sn0,16Zr de a) Precipitado de Azufre (S) y b) Espectro
EDS. .............................................................................................................................. 45
Figura 33. Micrografía MEB Cu8Sn de a) Precipitado de S y b) Espectro EDS ........... 45
Figura 34. Fractura de copa y cono a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr ................................. 46
Figura 35. Superficie de fractura a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr ..................................... 46
Figura 36. Micrografía MEB de las superficies de fractura tomada a X27 a) CuSn y
b) Cu8Sn0,16Zr ............................................................................................................. 47
Figura 37. Micrografías MEB a X200 de a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr ......................... 48
Figura 38. Micrografía MEB a X1500 de coalescencia de micro cavidades a) Cu8Sn y
b) Cu8Sn0,16Zr. ............................................................................................................ 48
V
ÍNDICE DE TABLAS
Tabla 1. Datos de diagramas de fase para determinar 𝑄 en aleaciones binarias de
Cu[19]. ........................................................................................................................... 11
Tabla 2. Propiedades mecánicas aleaciones CuSn*. .................................................... 15
Tabla 3. Composición química y aplicaciones de aleaciones Cu-Sn. ........................... 23
Tabla 4. Carga utilizada para producir los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr
...................................................................................................................................... 26
Tabla 5. Composición nominal de los elementos del sistema de aleación .................... 26
Tabla 6. Procedimientos metalográficos para análisis macroestructural. ...................... 31
Tabla 7. Composición química de los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr. ... 35
Tabla 8. Tamaño medio de grano para los lingotes de Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A . 36
Tabla 9. Tamaño medio de grano para las cabezas de las probetas de tensión de
Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A ....................................................................................... 36
Tabla 10. Dureza Brinell de las aleaciones Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr. ............................. 38
Tabla 11. Resistencia máxima a la tensión, esfuerzo de rotura y alargamiento de rotura
del sistema de aleación Cu8Sn. .................................................................................... 39
Tabla 12. Resistencia máxima a la tensión, esfuerzo de rotura y alargamiento de rotura
del sistema de aleación Cu8Sn0,16Zr. .......................................................................... 39
Tabla 13. Límite de cedencia del sistema de aleación Cu8Sn ...................................... 41
Tabla 14. Límite de cedencia del sistema de aleación Cu8Sn0,16Zr ............................ 41
Tabla 15. Coeficiente de endurecimiento para Cu8Sn. ................................................. 42
Tabla 16. Coeficiente de endurecimiento para Cu8Sn0,16Zr........................................ 42
Tabla 17. Valores consolidados de propiedades mecánicas de Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr.
...................................................................................................................................... 42
VI
TABLA DE CONTENIDO
1. INTRODUCCIÓN ...................................................................................................... 1
2. OBJETIVOS .............................................................................................................. 3
3. MARCO TEÓRICO ................................................................................................... 3
3.1 Teoría de la solidificación (Kurz y Fisher [5]) ...................................................... 3
3.2 Estructuras de solidificación (Flemings [6]) ........................................................ 5
3.3 Refinamiento de grano en aleaciones de cobre ................................................. 7
3.3.1 Teoría de factor de restricción de crecimiento ........................................... 10
3.4 Propiedades mecánicas y dureza de bronces al estaño .................................. 11
3.4.1 Ensayo de tensión ..................................................................................... 12
3.4.1.1 Curva esfuerzo-deformación ...................................................................... 12
3.4.2 Ensayo de dureza ...................................................................................... 14
3.4.2.1 Ensayo de dureza Rockwell (HR) .............................................................. 14
3.4.2.2 Ensayo de dureza Brinell (HB) ................................................................... 15
3.4.3 Análisis fractográfico .................................................................................. 15
3.4.3.1 Superficies de fractura ............................................................................... 18
3.4.3.1.1 Ruptura de hoyuelos ............................................................................... 18
3.4.3.1.2 Clivaje ..................................................................................................... 18
3.4.3.1.3 Ruptura decohesiva ................................................................................ 19
3.4.4 Aplicaciones y propiedades de las aleaciones de Cu ................................ 23
4. METODOLOGÍA ..................................................................................................... 24
4.1 Búsqueda bibliográfica ..................................................................................... 25
4.2 Preparación de las aleaciones ......................................................................... 25
4.2.1 Simulación y modelado .............................................................................. 25
4.2.2 Elaboración de los sistemas de aleación ................................................... 26
4.2.2.1 Sistema de aleación Cu8%Sn: ................................................................... 27
4.2.2.2 Sistema de aleación Cu8%Sn0,16%Zr: ..................................................... 28
4.3 Caracterización química, macro y microestructural .......................................... 29
4.3.1 Corte y obtención de lingotes de las piezas fundidas ................................ 29
4.3.2 Determinación del tamaño de grano medio ............................................... 30
VII
4.4 Propiedades mecánicas ................................................................................... 31
4.4.1 Ensayo de tensión ..................................................................................... 31
4.4.2 Ensayo de dureza ...................................................................................... 33
4.4.3 Fractografía................................................................................................ 33
5. RESULTADOS Y ANÁLISIS ................................................................................... 34
5.1 Composición química de los sistemas de aleación por espectrometría de
emisión óptica ............................................................................................................ 34
5.2 Tamaño medio de grano .................................................................................. 35
5.3 Ensayo de dureza ............................................................................................. 37
5.4 Ensayo de tensión ............................................................................................ 38
5.5 Análisis de Fases y precipitados ...................................................................... 43
5.5.1 Análisis por microscopia óptica .................................................................. 43
5.5.2 Análisis por microscopia electrónica de barrido ......................................... 44
5.6 Fractografía ...................................................................................................... 46
6. CONCLUSIONES ................................................................................................... 49
7. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS ........................................................................ 50
1
1. INTRODUCCIÓN
El cobre es un metal no férreo que en estado puro o no aleado posee ciertas propiedades
que lo hacen candidato a ser utilizado para diferentes tipos de aplicaciones en la industria.
Sin embargo, el máximo potencial del cobre se obtiene cuando se alea con metales tales
como zinc (latones), estaño (bronces), aluminio, silicio, níquel etc. Hay un número
bastante grande de familias de aleaciones de cobre, que cubren un amplio rango de
aplicaciones a nivel industrial, dado que sus propiedades como la conductividad eléctrica,
resistencia a la corrosión, resistencia al desgaste, entre otras, permiten un uso muy
variado del cobre y sus aleaciones para suplir necesidades que otros metales no pueden.
Las aleaciones de cobre tienen una gran importancia en la fabricación de productos
metálicos que necesitan de resistencia a la corrosión y/o alta conductividad térmica y
eléctrica. Las microestructuras de estas aleaciones y en particular la estructura en bruto
de solidificación (as-cast), tiene una estrecha relación con dichas propiedades requeridas
en servicio o con las propiedades necesarias para procesos posteriores de conformación.
Estas aleaciones son utilizadas intensamente por la industria en la construcción de
dispositivos como válvulas, estructuras de bombas hidráulicas, rodamientos,
componentes eléctricos y de transferencia de calor.
La producción minera de cobre alcanzó a nivel mundial 22,286 toneladas cortas para el
año 2016. Solamente en Estados Unidos se produjeron para ese mismo año 1,575
toneladas cortas [1]. Esto muestra la gran importancia de la producción de cobre en la
industria y es un llamado a desarrollar métodos o técnicas que permitan potenciar las
prestaciones mecánicas de estas aleaciones. A partir de esa necesidad se ha venido
investigando y desarrollando en la academia bronces al estaño refinados durante el baño
fundido por medio de la adición de zirconio como agente inoculante [2]. Este agente
inoculante proporciona partículas de zirconio con tamaños nanométricos entre 3-4nm de
diámetro, las cuales promueven la formación de nuevos núcleos de la fase primaria y el
crecimiento de múltiples granos en el interior de la aleación, reduciendo el tamaño de
grano de la microestructura as-cast hasta en un 90%, llegando a alcanzar un tamaño de
grano de hasta 100µm. Esta reducción en el tamaño de grano de la aleación podría
generar una mejora sustancial de las propiedades mecánicas, aumentando la dureza y
la resistencia a la tracción.
Los procesos de refinamiento de grano de aleaciones de aluminio, zinc y magnesio llevan
muchas más décadas de desarrollo y estudio que las relacionadas con las aleaciones de
cobre, esto comprende el estudio de los procesos de solidificación de las aleaciones de
aluminio que quizás son las más estudiadas debido a que la industria ha mostrado mayor
interés por esta aleación, debido a su ductilidad, baja densidad y que presenta buenas
propiedades mecánicas, que permiten su uso en varios sectores industriales, siendo el
sector aeroespacial y automotriz de los más sobresalientes.
2
El estudio de los procesos de solidificación de las aleaciones de cobre se ha venido
realizando muchas veces haciendo un paralelo con los procesos del aluminio, debido a
las similitudes en la parte cristalográfica y de ordenamiento atómico que presentan ambos
elementos, da cuenta esto que los investigadores al desarrollar sus teorías buscan que
estas se puedan expandir a más sistemas de aleaciones y no que se centren en un solo
elemento en específico, pues esto le da mayor validez y mayor aceptación en la
comunidad científica.
El proceso de solidificación es una de las rutas importantes para producir materiales,
especialmente metales y aleaciones. Las condiciones para la transformación de líquido a
sólido, como el gradiente de temperatura y la tasa de crecimiento, varían de un proceso
a otro y es un proceso también en función del tiempo y el espacio. Estas variaciones junto
con las diferentes composiciones de aleación conducen a una multitud de
microestructuras y, por lo tanto, al comportamiento del material. Una transición importante
que debe controlarse bien es la llamada transición de columnar a equiaxial[3].
Cibula[4], fue quizás de los primeros investigadores que desarrollaron sus teorías de
refinamiento de grano en cobre y sus aleaciones, este gran pionero sentó un precedente
importante, lo que impulsó a que más investigadores lo precedieran, creando así una
línea investigativa fuerte y que ha despertado el interés de muchos, debido al potencial
que ofrece en cuanto a resultados, avances y comprobaciones, se refiere. La línea
investigativa en la parte de solidificación y refinamiento de grano se debe seguir
alimentando, pero es igualmente importante dirigir esfuerzos para profundizar en las
propiedades mecánicas de las aleaciones estudiadas, como se pretende hacer en este
trabajo con las aleaciones de bronces al estaño inoculadas con zirconio, buscando con
esto establecer procesos reproducibles a mediana y gran escala, donde se economicen
gastos y sobre todo determinar los beneficios y/o ventajas de las aleaciones refinadas
que se produzcan.
Este trabajo comprende dos etapas fundamentales, la primera de ellas se centra en el
diseño de las aleaciones y fabricación de los cuerpos de prueba para ensayos de tensión,
los sistemas de aleación propuestos son bronces al estaño así: Cu8%Sn con y sin
refinamiento de grano. La segunda etapa comprende la realización de ensayos
mecánicos estandarizados de dureza y de tensión, la caracterización microestructural por
vía metalográfica de las aleaciones, identificación de fases, medición del tamaño de
grano y su relación con las propiedades valoradas en la primera etapa. Posteriormente
se llevó a cabo un estudio fractográfico de las superficies de fractura de las aleaciones
sometidas a tensión con el fin de identificar el tipo de fractura de los cuerpos de prueba
y con ello sacar conclusiones respecto al beneficio de inocular las aleaciones con las
partículas de zirconio.
3
Los resultados contribuyen a dilucidar el comportamiento de estas aleaciones as-cast y
los posibles beneficios asociados a su inoculación, siendo estos inéditos, debido a que
en la bibliografía especializada no se encuentran reportes de las propiedades mecánicas
de los bronces al estaño que se estudiaron.
2. OBJETIVOS
General
Determinar el efecto en las propiedades tensiles y de dureza en el sistema de aleación
Cu8Sn refinado con Zr fundido en moldes de arena bajo norma ASTM B208-14.
Específicos
• Evaluar los efectos del tamaño de grano en las propiedades tensiles y la dureza
de los sistemas de aleación mencionados en el objetivo general.
• Determinar las posiciones geométricas óptimas del molde, para la elaboración de
las probetas requeridas para los ensayos de dureza y tracción, que permitan la
valoración adecuada de las propiedades mecánicas de estas aleaciones.
• Identificar el mecanismo de fractura asociado a la superficie de los cuerpos de
prueba sometidos a ensayos de tensión de los sistemas de aleación mencionados
en el objetivo general.
3. MARCO TEÓRICO
3.1 Teoría de la solidificación (Kurz y Fisher [5])
En metales puros o aleaciones de fase simple, los núcleos crecen en cristales esféricos
que rápidamente se vuelven inestables y dendríticos en su forma. Estas dendritas crecen
libremente en la masa fundida y finalmente chocan entre sí. En un metal puro después
de la solidificación, no quedarán rastros de las propias dendritas, aunque sus puntos de
choque serán visibles como los límites del grano. En una aleación, las dendritas
permanecerán visibles después de revelar la estructura, debido a las diferencias de
composición local (microsegregación). En aleaciones eutécticas, una segunda fase
pronto se nucleará en el núcleo inicial de una sola fase. Los granos eutécticos continúan
creciendo en una forma esencialmente esférica. En un fundido, ambas formas de
crecimiento, dendríticas y eutécticas, a menudo se desarrollan juntas (Figura 1). Hay que
tener en cuenta que cada grano se origina en un solo núcleo.
4
Figura 1. Solidificación dendrítica(a) y eutéctica(b).
Para el caso de un metal hipotético, la nucleación comienza con algún grado de
subenfriamiento que generalmente es muy pequeño en situaciones prácticas. El número
inicialmente pequeño de granos que comienzan a crecer no modifica de manera
apreciable la velocidad de enfriamiento impuesta por el flujo de calor externo. El aumento
del subenfriamiento tiene el efecto de aumentar notablemente el nivel de nucleación, y
también la tasa de crecimiento. La velocidad de solidificación se aproxima a un valor
máximo cuando el flujo de calor interno, que es proporcional al calor de fusión latente y
la velocidad de transformación del volumen, es igual al flujo de calor externo.
Durante la solidificación, el calentamiento ocurrirá cuando el calor latente de fusión sea
menor que cero (<0), a la ocurrencia de este fenómeno se le conoce como recalescencia,
5
que no es más que el aumento de calentamiento cuando se produce un cambio de fase,
en este caso se da un aumento de temperatura del sistema.
En la interfaz sólido/líquido del fundido ocurren varios fenómenos, uno de ellos es el
subenfriamiento constitucional (o superenfriamiento, en la literatura ambos términos se
utilizan por igual), que surge debido a la segregación de los elementos de aleación y que
se da por delante del frente de solidificación, es decir la interfaz sólido/líquido, esta
inestabilidad termodinámica es necesaria para que se dé la formación de los primeros
núcleos, en el que ocurren transiciones entre diferentes estructuras, tal es el caso de
transiciones de estructuras celulares a columnares y de columnares a dendríticas (Figura
2).
Figura 2. Formación de microestructuras columnares y equiaxiales dendríticas
3.2 Estructuras de solidificación (Flemings [6])
Dentro de la zona sólido/líquido ("zona blanda"), se forman y crecen nuevas dendritas;
con orientación aleatoria. Además de la zona líquido-sólido, también puede existir una
zona completamente líquida (en la región de la colada o lingote a temperatura más alta)
y una zona completamente sólida (en la región a una temperatura más baja). En algunos
casos, las tres regiones nunca existen simultáneamente. Las dendritas que se forman en
la zona blanda en la solidificación dendrítica equiaxial surgen a partir de un mecanismo
de nucleación heterogéneo, o de un mecanismo de "multiplicación de dendritas". Si los
núcleos heterogéneos presentes no son demasiado potentes y se minimiza la
multiplicación de dendritas (minimizando la convección y / o manteniendo un gradiente
de temperatura pronunciado), se obtiene un crecimiento dendrítico columnar alineado
(Figura 3). Si la aleación se agita muy vigorosamente durante al menos las primeras
6
etapas de la solidificación, la "multiplicación de la dendrita" ocurre a tal punto que ya no
se obtiene la estructura dendrítica habitual.
Figura 3. Tipos de estructuras de solidificación que pueden ser obtenidas en solidificación direccional de aleaciones binarias.
El espaciamiento del brazo de la dendrita en una aleación determinada se encuentra que
depende fuertemente, y únicamente, de la velocidad de enfriamiento y no varía mucho
de una aleación a otra. La importancia del espaciamiento del brazo de la dendrita es que
las propiedades mecánicas y de otro tipo de una variedad de aleaciones fundidas, y del
material forjado producido a partir de lingotes fundidos, se encuentran que dependen
fuertemente del espaciado entre los brazos de la dendrita. Las aleaciones forjadas de
alto rendimiento de alta calidad ahora se fabrican mediante procesos o utilizando
controles de proceso para lograr un espaciado fino entre los brazos de la dendrita, siendo
ejemplos particulares las aleaciones de aluminio de alta resistencia y los aceros para
herramientas de alta calidad.
7
3.3 Refinamiento de grano en aleaciones de cobre
Es bien conocido que el refinamiento de grano en los metales produce las siguientes
ventajas: mejores propiedades de flujo, menor tendencia al agrietamiento en caliente,
mejor calidad superficial de las piezas moldeadas, mejor alimentación y consolidación,
debido al aumento de la contracción del volumen; mejora en las propiedades mecánicas,
físicas y electroquímicas; reducción en la necesidad de post-tratamiento termomecánico
(trabajo y recocido) [7]. Este refinamiento del grano tiene efectos beneficiosos sobre el
acabado superficial y las propiedades de moldeo, ej. la alimentación mejorada de líquido
a través de la zona blanda conduce a una reducción en la porosidad general y poros más
finos [8],[9]. El refinamiento del grano se ha utilizado ampliamente en la investigación y
la industria para lograr estructuras de granos equiaxiales (o casi equiaxiales) distribuidas
de manera uniforme. El refinamiento de granos no solo tiene influencias positivas en el
refinamiento microestructural y la moldeabilidad (es decir, la transición de columnar a
equiaxial), también mejora las propiedades mecánicas (como la ductilidad y la
resistencia) de los materiales metálicos colados / forjados [10],[11].
Los dos métodos más comunes para refinar los granos de metales fundidos son la
nucleación dinámica y la inoculación. Este último, que se practica ampliamente en la
industria, logra el refinamiento del grano a través de refinadores de grano aditivos en el
metal fundido. Cuando se logra un subenfriamiento crítico, las partículas nucleantes
potenciales inducirán el refinamiento del grano mediante una nucleación heterogénea
mejorada. Estas partículas nucleantes pueden liberarse de los refinadores de grano o
formarse in situ durante la solidificación [7],[10],[11].
El refinamiento de grano en las aleaciones de cobre es fuertemente dependiente del
sistema de aleación, el rango de elementos aleantes y de las condiciones de
fundición[12]. Las observaciones sobre el refinamiento del grano de aleaciones ligeras
sugirieron que el enfoque más rentable sería la introducción de partículas finas en
fundidos de aleación de cobre, que podrían actuar como núcleos durante la solidificación.
La propiedad más importante requerida en un compuesto de nucleación parece ser que
su red debe ser similar en estructura y dimensiones, al menos en ciertos planos, a la de
los cristales que se refinarán, y de esto se concluyó que los nitruros, los carburos y
boruros de varios metales de transición pueden formar partículas de nucleación
adecuadas [4].
El refinamiento del grano puede producirse en varias aleaciones de cobre coladas
mediante la introducción de partículas finas que cristalizan en nucleación; se han
seleccionado varios compuestos de nucleación adecuados que tienen estructuras
reticulares similares a las soluciones sólidas ricas en cobre, que provocan un marcado
refinamiento tanto en aleaciones fundidas en arena como en aleaciones enfriadas. Las
mediciones de tamaño de grano y subenfriamiento han demostrado que los núcleos son
8
completamente efectivos solo cuando están presentes elementos de aleación que
retardan el crecimiento de dendritas de solución sólida estableciendo gradientes de
concentración alrededor de ellos en la masa fundida, y permitiendo que otros cristalitos
sean nucleados. El refinamiento de grano marcado se produce en fundiciones de bronce
mediante adiciones de 0,03% o más de zirconio, 0,2% o más de titanio, o 1,0% o más de
hierro. El efecto de las adiciones de zirconio es casi independiente de la temperatura de
calentamiento hasta al menos 1180ºC y es mayor cuando el contenido de estaño o estaño
+ plomo supera el 2-4% y el carbono o nitrógeno está íntimamente en contacto con la
masa fundida durante o después de la desoxidación [4].
Además de las partículas nucleantes, los elementos segregados también son críticos
para lograr el refinamiento del grano. Solo solutos específicos pueden inducir un
refinamiento notable del grano; otros pueden tener un efecto marginal [10]. La
segregación de los solutos contribuye al refinamiento del grano de dos maneras. Uno es
CS (subenfriamiento constitucional), que proporciona una fuerza impulsora
termodinámica adicional para la nueva nucleación en la zona CS [10],[13]. El otro es el
soluto segregado frente al interfaz sólido/líquido (S / L), que restringe el crecimiento de
los granos formados previamente [10].
La Figura 4 indica que, a baja concentración de solutos, la microestructura as-cast es
controlada térmicamente por granos columnares. A medida que aumenta la
concentración de soluto, el crecimiento columnar controlado térmicamente pasará a
crecimiento equiaxial controlado por difusión. Incrementar aún más la concentración de
soluto disminuye el radio de la punta de la dendrita. Cuando el radio de la punta de la
dendrita finalmente disminuye a un valor crítico, el efecto capilar comienza a dominar
gradualmente y luego aumenta la tasa de crecimiento, lo que puede perjudicar el
crecimiento de los granos equiaxiales [10],[14].
Figura 4. Gráfico esquemático que muestra cómo el rango constitucional afecta el crecimiento del grano. La concentración de soluto disminuye de derecha a izquierda en
la figura [10],[14].
9
En general, el refinamiento del grano de bronces al estaño se puede conseguir mediante
procesos de inoculación con zirconio durante la fundición [2]. Al igual que con las
aleaciones de aluminio, el refinamiento del grano en las aleaciones de cobre también se
puede lograr mediante enfriamientos rápidos, vibración mecánica o por efecto de
restricción del crecimiento dendrítico. Además, muchas aleaciones comerciales de cobre
tienen suficiente soluto (zinc, aluminio, hierro, estaño) para incrementar el
subenfriamiento constitucional durante la solidificación [15].
En el trabajo de Couture y Edwards [16] se ha reportado que con la adición de agentes
de nucleación tales como el zirconio y boro se ha disminuido satisfactoriamente el tamaño
de grano en aleaciones 88Cu-10Sn-2Zn, 80Cu-10Sn-10Pb, 85Cu-5Sn-5Pb-5Zn y con
tenores variables de zirconio de aproximadamente 0,02% a 0,04%. Esta investigación
reportó que la disminución del tamaño de grano incrementa la resistencia a tracción y el
límite de fluencia y disminuye el porcentaje de elongación.
Investigaciones de mayor profundidad llevadas a cabo recientemente por Rojas Arango
[2], de procesos de refinamiento de grano de aleaciones cobre-estaño han revelado que
con la adición de zirconio se han logrado reducir hasta en un 90% el tamaño del grano
de la aleación, con porcentajes de zirconio en un rango entre 0,04 y 0,4% pero no se
conoce éste efecto de refinamiento en la000 , propiedades mecánicas del material. La
Figura 5 presenta la relación de tamaño de grano de la aleación Cu8%Sn con diferentes
tenores de Zr, el resultado de este estudio mostró que las adiciones crecientes de Zr
tornan la estructura de granos equiaxiales cada vez más fina, alcanzando un tamaño
medio de grano mínimo de 180 m para un tenor nominal de 0,24%Zr.
Figura 5. Curva de tamaño de grano medio con diferentes adiciones nominales de Zr para la serie de experimentos de la aleación Cu-8%Sn-0,025%P [2].
10
En la Figura 6 se puede observar un ejemplo del potencial de refinamiento en la
macroestructura de granos de la aleación Cu8%Sn, debido al efecto de la adición de
0,08%Zr (%peso). El tamaño de grano fue reducido de 4,3 mm a 0,58mm, una reducción
de aproximadamente un 90%, la cual fue atribuida a un mecanismo de nucleación
heterogénea de la fase primaria (Cu-α) sobre un precipitado rico en Zr [2].
Figura 6. Macroestructura de la sección longitudinal de lingotes de la aleación Cu-8%Sn-0,25%P: (a) sin adición de Zr, (b) con adición de 0,08% de Zr [2].
3.3.1 Teoría de factor de restricción de crecimiento
Hay dos conceptos clave que son importantes para comprender el papel del soluto en el
tamaño de grano que deben considerarse:
1. Restricción de crecimiento: las ecuaciones desarrolladas para el crecimiento dendrítico
muestran que la tasa de crecimiento es inversamente proporcional a 𝑚𝑐0(𝑘 − 1) [17],[18].
Esta es la razón clave para la reducción en el tamaño de grano de los modelos
isotérmicos desarrollados donde existe una competencia directa entre la nucleación,
donde se requiere una ∆𝑇𝑛 más alta para nuclearse en partículas menos favorables, y la
reducción en la tasa de evolución del calor latente a través de tasas de crecimiento más
bajas, lo que permite generar una mayor cantidad de sobre enfriamiento.
2. Desarrollo de CS para facilitar la nucleación: esto reconoce la importancia del perfil de
solutos frente al grano en crecimiento y el efecto del aumento de CS frente a la interfaz
sólido-líquido. Varios autores han demostrado que CS crea una región inmediatamente
delante de la interfaz donde no hay suficiente sobre enfriamiento para que se produzca
la nucleación, lo que causa una zona libre de nucleación (NFZ).
11
El parámetro que se utiliza para cuantificar el efecto que tiene el soluto en el tamaño de
grano es el factor de restricción de crecimiento dado por la Ecuación (1) [9],[17],[18]:
𝑄 = |𝑑(∆𝑇)
𝑑𝑓𝑠|
𝑓𝑠→0
~ ∑ 𝑚𝑖𝑐0,1(𝑘𝑖 − 1)
𝑖
(1)
donde 𝑚 es el gradiente liquidus, 𝑐0 es la composición y 𝑘 el coeficiente de partición para
los elementos, 𝑖, en la aleación. Aunque existen varios enfoques para comprender este
factor, está claro que, termodinámicamente, está relacionado con la tasa de desarrollo
de CS al comienzo de la solidificación y es una simplificación de los parámetros de
supersaturación en una aleación.
Los datos de 𝑘, 𝑚 y 𝑄 de elementos de aleación seleccionados del sistema de Cu, son
listados en la Tabla 1. Elementos de aleación con alta afinidad por O, por ejemplo: P, Li,
Ca, muestran un 𝑄 relativamente alto cercano a 20 𝑘/𝑤𝑡%. La mayoría de los elementos
de aleación muestran valores de 10 𝑘/𝑤𝑡% hacia abajo [19].
Tabla 1. Datos de diagramas de fase para determinar 𝑄 en aleaciones binarias de Cu[19].
Elemento 𝑘 𝑚[𝑘/𝑤𝑡%] 𝑄/𝑐𝑜 [𝑘/𝑤𝑡%] Sistema
P 0.16 -37.82 31.88 eutéctico Be 0.40 -51.28 30.77 peritéctico Li 0.28 -32.21 23.31 eutéctico Ca 0.14 -23.83 20.43 eutéctico Fe 5.88 2.34 11.41 peritéctico Sr 0.04 -10.92 10.43 peritéctico Zr 0.08 -9.58 8.80 eutéctico Ti 0.33 -11.29 7.58 peritéctico Sn 0.19 -7.16 5.78 peritéctico Co 1.86 4.40 3.80 peritéctico Bi 0.18 -4.39 3.60 eutéctico Pb 0.03 -3.43 3.34 eutéctico Ag 0.33 -4.59 3.06 eutéctico Cr 0.51 -5.03 2.45 eutéctico Zn 0.31 -2.29 1.57 peritéctico Al 0.50 -3.07 1.53 eutéctico
3.4 Propiedades mecánicas y dureza de bronces al estaño
Los tratamientos térmicos son utilizados con el propósito de generar cambios
microestructurales en los metales o aleaciones, como es la recristalización para modificar
el tamaño de grano[20], estos cambios confieren un mejoramiento considerable en las
12
propiedades mecánicas, que generalmente se manifiestan en un aumento en la
resistencia última en tensión, incrementa la dureza y el módulo elástico. En contraste las
estructuras as-cast presentan tensiones residuales, tamaños de grano relativamente
grandes (orden de milímetros) y porosidades producto de los procesos metalúrgicos
llevados a cabo para obtener el metal o aleación, estas características de las estructuras
as-cast van en detrimento de las propiedades mecánicas. Sin embargo, refinar el tamaño
de grano de estructuras as-cast de bronces es poco conocido, cuando se compara con
procesos llevados a cabo con aluminio, o aleaciones ligeras como el zinc y magnesio. Es
por ello se ha hecho hincapié en cuantificar los efectos en las propiedades mecánicas de
bronces al estaño que han sido inoculados durante el baño fundido con partículas de
zirconio.
3.4.1 Ensayo de tensión
Los ensayos de tensión proporcionan información sobre la resistencia y la ductilidad de
los materiales bajo tensiones de tracción uniaxial. El ensayo se aplica a probetas
normalizadas, sometidas a esfuerzo uniaxial aplicado por una máquina universal de
ensayos. El ensayo termina una vez es fracturada la pieza y se acepta como correcto el
resultado, cuando la probeta falla por la zona calibrada, todo esto amparado en la norma
ASTM E8-16 [21]. En la Figura 7 se puede ver la probeta que será producida para llevar
a cabo este proyecto, que incluye todas las medidas una vez estas han sido maquinadas,
y que dicho proceso de obtención, que incluye colada en molde de arena, está cobijado
bajo la norma ASTM B208-14 [22].
Figura 7. Probeta de sección circular con sus respectivas medidas, obtenida bajo norma ASTM B208-14[22].
3.4.1.1 Curva esfuerzo-deformación
El ensayo de tensión arroja como resultado una curva, denominada curva-esfuerzo
deformación, de la cual se van a determinar la resistencia última a la tensión, módulo
elástico, límite de cedencia, elongación, la reducción de área y endurecimiento por
13
deformación, además de que se puede establecer una correlación con la dureza. Una
vez se aplica la carga la probeta se deforma proporcionalmente al esfuerzo aplicado, si
este esfuerzo no sobrepasa el límite elástico, la deformación no es permanente, es decir
que al retirar la carga la probeta retorna a su estado inicial. Si se sobrepasa este límite la
deformación es permanente por lo que se pasa a trabajar bajo régimen de deformación
plástico, implicando esto que la deformación y el esfuerzo aplicado ya no son
proporcionales.
Se describe a continuación como determinar el esfuerzo y la deformación real y de
ingeniería:
𝐸𝑠𝑓𝑢𝑒𝑟𝑧𝑜 𝑑𝑒 𝑖𝑛𝑔𝑒𝑛𝑖𝑒𝑟í𝑎:
𝜎 =𝐹𝑢𝑒𝑟𝑧𝑎 𝑎𝑝𝑙𝑖𝑐𝑎𝑑𝑎
𝐴𝑟𝑒𝑎 𝑖𝑛𝑖𝑐𝑖𝑎𝑙 𝑑𝑒𝑙 𝑚𝑎𝑡𝑒𝑟𝑖𝑎𝑙=
𝐹
𝐴0 (2)
𝐸𝑠𝑓𝑢𝑒𝑟𝑧𝑜 𝑣𝑒𝑟𝑑𝑎𝑑𝑒𝑟𝑜:
𝜎𝑣 =𝐹𝑢𝑒𝑟𝑧𝑎 𝑎𝑝𝑙𝑖𝑐𝑎𝑑𝑎
𝐴𝑟𝑒𝑎 𝑟𝑒𝑎𝑙 𝑜 𝑖𝑛𝑠𝑡𝑎𝑛𝑡𝑎𝑛𝑒𝑎 𝑑𝑒𝑙 𝑚𝑎𝑡𝑒𝑟𝑖𝑎𝑙=
𝐹
𝐴
(3)
𝐷𝑒𝑓𝑜𝑟𝑚𝑎𝑐𝑖ó𝑛 𝑢𝑛𝑖𝑡𝑎𝑟𝑖𝑎 𝑑𝑒 𝑖𝑛𝑔𝑒𝑛𝑖𝑒𝑟í𝑎:
𝜀 =∆𝐿
𝐿0=
𝐿 − 𝐿0
𝐿0 (4)
𝐷𝑒𝑓𝑜𝑟𝑚𝑎𝑐𝑖ó𝑛 𝑢𝑛𝑖𝑡𝑎𝑟𝑖𝑎 𝑣𝑒𝑟𝑑𝑎𝑑𝑒𝑟𝑎:
𝜀𝑣 = 𝑙𝑛 (𝐿𝑓
𝐿0) (5)
𝑀ó𝑑𝑢𝑙𝑜 𝑑𝑒 𝑌𝑜𝑢𝑛𝑔 𝑜 𝑚𝑜𝑑𝑢𝑙𝑜 𝑒𝑙á𝑠𝑡𝑖𝑐𝑜:
𝐸 =𝜎
𝜀 (6)
En la Figura 8 se muestra el resultado grafico del ensayo de tensión, además de eso se
señala el límite de cedencia “offset” que se calcula en base a una deformación del 0,2%
según la norma ASTM E8-16; mientras que el módulo de Young (Ecuación 6) representa
la pendiente de la sección recta de la gráfica, es decir del comportamiento elástico del
material una vez realizado el ensayo de tensión.
14
Figura 8. Representación esquemática de la curva esfuerzo vs deformación de un material [23].
3.4.2 Ensayo de dureza
Se entiende la dureza de un material como la resistencia de este a ser rayado o penetrado
bajo la acción de una punta o indentador (penetrador), que puede ser esférico o cónico.
Este ensayo es fundamental para obtener información de la dureza de las aleaciones
tratadas en este proyecto, lo que permitirá establecer a partir de los valores que se
obtengan una ventana de aplicaciones para tales aleaciones, determinando su capacidad
en trabajo de la forma óptima, al igual que sucede con el ensayo de tensión. Para este
fin se realizará el ensayo de dureza Rockwell que será descrito a continuación.
3.4.2.1 Ensayo de dureza Rockwell (HR)
El ensayo de dureza Rockwell se realiza con un indentador (penetrador) en forma de
cono-diamante o una bola de acero o tungsteno, inicialmente se aplica una precarga,
para eliminar la deformación elástica, ocasionando una huella sobre la superficie del
material que debe ser plana y pulida, luego se aplica la carga completa, al medir la
diferencia en la profundidad de la huella, entre la carga y la precarga se determina
fácilmente la dureza del material ensayado. La facilidad para utilizar diferentes
indentadores (penetradores) y cargas, permiten aplicar este ensayo a casi todos los
metales o aleaciones. En la norma ASTM E18-17[24] se encuentran todas las
definiciones, recomendaciones y equipos, además de escalas y tablas de conversión,
15
para la correcta aplicación del ensayo de dureza Rockwell, así como para asegurar
resultados confiables.
3.4.2.2 Ensayo de dureza Brinell (HB)
El ensayo de dureza Brinell se utiliza para determinar la dureza de materiales metálicos
que presenten dureza baja y media. Se usa como penetrador o indentador una bola
esférica de acero endurecido de 10 mm de diámetro, la cual deja una huella en la
superficie del material ensayado, el ensayo se aplica durante un tiempo de 15-20s con
cargas de 500, 1500 o 3000kgf. La norma ASTM E10-15[25] explica de manera detallada
todas las consideraciones para la realización del ensayo para que los resultados
obtenidos sean aceptados.
En la Tabla 2, están consignados los valores de dureza y tracción de los bronces al
estaño que serán estudiados, es de resaltar que los valores reportados son de aleaciones
que no han sido inoculadas, sino tratadas térmicamente.
Tabla 2. Propiedades mecánicas aleaciones CuSn*.
Designación UNS Resistencia a la
tracción (Mpa) Dureza(HRB)
Módulo elástico
(Gpa)
C50715 500 [26] 71 [26] 121 [26]
C51100 425 [27] 70 [27] 110 [27]
C52100 525 [27] 84 [27] 110 [27]
C52400 570 [27] 92 [27] 110 [27]
*Los datos reportados corresponden a piezas planas de máximo 1mm de grosor.
*Los datos reportados corresponden a piezas con templado de código H02 (dureza media).
*Las mediciones fueron realizadas a 20°C.
3.4.3 Análisis fractográfico
El endurecimiento por deformación se produce cuando se aumenta la densidad de
dislocaciones de la estructura interna del metal producto de la aplicación de un esfuerzo
externo, este aumento y coalescencia de dislocaciones impiden el desplazamiento de
estas dentro de la estructura, esto ocurre microscópicamente, pero en consecuencia a
nivel macroscópico se produce un endurecimiento en la estructura, muestra de la
resistencia a la deformación plástica [28].
16
Los metales de estructura cubica centrados en la cara (FCC), como Cu, Al y Ni, son más
dúctiles que los metales estructurados hexagonales(HCP), como Mg, Cd y Zn (Figura 9),
a temperatura ambiente porque en la estructura FCC hay cuatro veces más posibles
sistemas de deslizamiento que en una estructura hexagonal [29].
Todos los metales se deforman por medio de un mecanismo llamado
deslizamiento. Cuando se produce el deslizamiento, una fuerza sobre el metal hace que
los átomos se deslicen uno al otro en grupos. En la estructura FCC de cobre, este
movimiento ocurre preferentemente en una o en todas las tres direcciones a lo largo de
un plano geométrico específico de átomos dentro de la red cristalina. Cuanto más
probable es que un metal pueda experimentar deslizamiento sustancial, es más probable
que se deforme en lugar de fracturarse y fallar. Por lo tanto, el cobre tiene excelente
ductilidad y dureza y es resistente a la fatiga y la fluencia [30].
Hollomon [31],[32] desarrolló una expresión(Ecuación 7) por medio de la cual se puede
determinar el coeficiente de deformación de un metal:
𝜎 = 𝐾𝜀𝑛 (7)
Donde el exponente 𝑛 , se conoce como coeficiente de endurecimiento por deformación
o coeficiente de endurecimiento por trabajo en frio, depende de la naturaleza del metal y
su valor está entre 0,2 y 0,5; 𝐾 es una constante, 𝜀 es la deformación plástica real.
Figura 9. Dos tipos de estructuras de algunos metales: a) FCC (Cu, Al, Ni) y b) HCP (Mg, Zn) [33]
En este trabajo se realizó un estudio fractográfico de los cuerpos de prueba sometidos a
ensayos de tensión, esto comprendió análisis de las superficies de fractura a nivel micro
17
y macroscópico. El objetivo del análisis fractográfico es conocer las características de la
fractura e intentar relacionar la topografía de la superficie de la fractura con las causas
y/o los mecanismos básicos de la fractura [34],[35]. La fractura en aleaciones de
ingeniería puede ocurrir por una vía de fractura transgranular (a través de los granos) o
una fractura intergranular (a lo largo de los límites del grano) [36]. Sin embargo,
independientemente de la trayectoria de fractura, existen esencialmente solo cuatro
modos principales de fractura: ruptura de hoyuelos, clivaje, fatiga y rotura decohesiva.
Cada uno de estos modos tiene un aspecto característico de superficie de fractura y un
mecanismo o mecanismos por los cuales se propaga la fractura [34].
La superficie de fractura de una probeta o componente sometidos a tracción contiene una
serie de marcas características de este tipo de rotura, en general fácilmente identificable.
Es posible distinguir así la extensión de rotura de alta energía (dúctil) y la parte
correspondiente a baja energía (frágil) durante la propagación de la fisura que originó la
rotura de la muestra [36]. La proporción relativa de ambos tipos de fractura ha sido
utilizada tradicionalmente como un indicador del grado de ductilidad o fragilidad del
material.
En el caso de tracción pura (Figura 10), la tensión de tracción es longitudinal y las
tensiones máximas de corte actúan sobre planos orientados a 45° del eje de tracción.
Estas tensiones de corte son las responsables del proceso de deformación plástica de
un metal. Por lo tanto, un componente de material dúctil sometido a tracción comenzará
a fracturar según estos planos, dando como resultante una superficie rugosa, y un borde
dúctil a 45°cerca de la superficie libre. En cambio, en un material frágil la fractura por
sobrecarga produce una rotura perpendicular a la tensión con poca deformación plástica
[37].
Figura 10. Superficie de fractura de muestras cilíndricas sometidas a tracción [37].
Una aleación más bien dúctil presenta superficies de fractura transgranulares cubiertas
de 'dimples' (hoyuelos), en cambio un material frágil puede romper por clivaje
transgranular o también por fractura intergranular [37].
18
3.4.3.1 Superficies de fractura
3.4.3.1.1 Ruptura de hoyuelos
Cuando la sobrecarga es la causa principal de la fractura, las aleaciones estructurales
más comunes fallan por un proceso conocido como coalescencia de microcavidades. Las
microcavidades se nuclean en regiones de discontinuidad de deformación localizada,
como la asociada a partículas de segunda fase, inclusiones, límites de grano y
acumulaciones de dislocación [34]. A medida que aumenta la tensión en el material, las
microcavidades crecen, se fusionan y eventualmente forman una superficie de fractura
continua (Figura 11). La nucleación y el crecimiento de poros o cavidades, es de gran
importancia para determinar las características de fractura de los materiales dúctiles.
Muchos investigadores han identificado las partículas e inclusiones de segundas fase
como las principales fuentes de cavidades [32].
Figura 11. Micrografías MEB de acero AISI 1008 fracturadas en tensión. Obsérvese los hoyuelos equiaxiales en la región central y hoyuelos alargados en las paredes de la
copa [32].
3.4.3.1.2 Clivaje
El clivaje es una fractura de baja energía que se propaga a lo largo de planos
cristalográficos bien definidos de bajo índice conocidos como planos de clivaje (Figura
12). Teóricamente, una fractura de clivaje debe tener caras perfectamente coincidentes
19
y debe ser completamente plana y sin rasgos distintivos. Sin embargo, las aleaciones de
ingeniería son policristalinas y contienen límites de granos y subgranos, inclusiones,
dislocaciones y otras imperfecciones que afectan la propagación en una fractura de
clivaje, por lo que rara vez se observa clivaje sin rasgos distintivos [34]. Estas
imperfecciones y cambios en la orientación de la red cristalina, tales como posible
desajuste de los planos de bajo índice a través de los límites de grano o subgrano,
producen características distintivas de la superficie de fractura de clivaje, tales como
pasos de clivaje, patrones de río, marcas de pluma, patrones de chevron (espiga) y
lenguas.
En metales y aleaciones BCC y HCP se observa normalmente clivaje. Pero es más difícil
observar fractura por clivaje en materiales FCC debido a la multiplicidad de los sistemas
de deslizamiento, gran movilidad de dislocaciones y facilidad de deslizamiento cruzado.
Solo en ciertos casos pueden aparecer pequeñas facetas con los rasgos característicos
del clivaje, y corresponden a fracturas inducidas por ambientes corrosivos [37].
Figura 12. Ejemplos de fracturas de clivaje. a) Límite de torsión, pasos de clivaje y patrones de río en una aleación Fe-0.01C-0.24Mn-0.02Si que se fracturó por impacto. b) Lengüetas (flechas) en la superficie de un metal de soldadura de acero Cr al 30%
que se fracturó por clivaje [34].
3.4.3.1.3 Ruptura decohesiva
Una fractura se conoce como rotura decohesiva cuando exhibe poca o ninguna
deformación plástica y no ocurre por ruptura de hoyuelos, clivaje o fatiga. Este tipo de
fractura generalmente es el resultado de un entorno reactivo o una microestructura única
y se asocia casi exclusivamente con la ruptura a lo largo de los límites del grano (Figura
13 y Figura 14) [34]. Los límites de grano son sitios preferentes para la segregación de
20
elementos como azufre, hidrogeno, cloruros etc. La presencia de estos constituyentes en
los límites de grano puede reducir significativamente la resistencia cohesiva del material
en los límites de grano y promover la rotura decohesiva.
Figura 13. Esquema que ilustra la rotura decohesiva a lo largo de los límites del grano. a) Descohesión a lo largo de los límites de grano de granos equiaxiales. b)
Descohesión a través de una fase débil de límite de grano. c) Descohesión a lo largo de los límites de grano de granos alargados [34].
Figura 14. Ruptura decohesiva en una tuerca de acero AISI 8740 debido a fragilización por hidrógeno. a) Macrografía de la superficie de la fractura. b) La vista de mayor aumento del recuadro está en a) Mostrando una fractura intergranular típica [34].
El refinamiento de grano durante el vaciado de una pieza es benéfico tanto para las
piezas enfriadas en moldes de arena (as-cast), como para las forjadas. Por lo tanto, el
principal objetivo durante el vaciado de piezas es suprimir el crecimiento columnar y
obtener una estructura equiaxial uniforme, ya que este tiende a reducir el tamaño y la
cantidad de porosidad en piezas fundidas [38].
En la Figura 15, se puede ver los beneficios obtenidos en las propiedades mecánicas
(resistencia y ductilidad), de dos aleaciones de cobre a las que se le ha hecho
refinamiento de grano.
Además de eso los autores[39] concluyen que el tamaño de grano disminuye a medida
que aumenta el contenido de hierro, por ejemplo, disminuye de 603 μm en Cu puro a 26
21
μm en la aleación Cu-3.0Fe-0.5Co. El dopaje con Fe y Co puede causar el CET
(transformación de columnar a equiaxial) y reducir fuertemente el tamaño del grano
debido a su capacidad de servir como catalizadores de nucleación para la formación de
nanopartículas ricas en hierro. Facilitada por el efecto de restricción del crecimiento de
Sn, la aleación Cu-1.5Fe-0.1Sn, que tiene un contenido de Fe inferior, muestra una
notable reducción del tamaño de grano (hasta 42 μm), que es incluso menor que el
tamaño de grano en la aleación Cu-2.0Fe-0.5Co. Además, el refinamiento del grano
debilita la formación de porosidades de contracción en cobre NPFG (nano partículas de
grano fino).
De igual forma en la Figura 16, se pueden ver los beneficios en cuanto a resistencia y
ductilidad conferidos por aleaciones de zinc con grano fino.
Figura 15. Comparación de las resistencias a la tracción y el alargamiento del cobre puro en colado (Cu de grano grueso) y NPFG-Cu con diferentes características
microestructurales [39].
Figura 16. Diagrama de esfuerzo de ingeniería vs Deformación de ingeniería, para (a) Zn-0.1%Mg y (b)Zn-0.5%Mg [38].
22
Nótese que en a partir de la Figura 15 y Figura 16, se puede observar con facilidad que,
al tener un tamaño de grano fino para ambas aleaciones, les representa eso un aumento
considerable en la resistencia a la tracción, ductilidad, elongación, límite de cedencia y
modulo elástico, si se compara con los demás tamaños de grano que van en aumento,
confirmándose en cierta medida que al tener un tamaño de grano fino, se potencian las
propiedades mecánicas de los materiales, para este caso de las aleaciones de zinc y
cobre.
23
3.4.4 Aplicaciones y propiedades de las aleaciones de Cu
Se pretende potenciar las propiedades mecánicas de estos bronces al estaño, mediante
la inoculación con zirconio durante el baño fundido. A continuación, se hace una
descripción de la composición química y aplicaciones de las aleaciones de interés que se
pueden ver en la Tabla 3.
Tabla 3. Composición química y aplicaciones de aleaciones Cu-Sn.
Designación
UNS
Designación
ISO
Composición
química
Aplicaciones
C50715 Cu2Sn0Zr Sn=1,7-2,3%,
P=0,025-
0,04%[26]-[40].
Placas de cojinetes de puente, conectores
miniaturizados, muelles de contacto, terminales,
piezas de fusibles, conectores electrónicos,
arandelas de bloqueo, sujetadores, Fuelles,
maquinaria textil, láminas perforadas, resortes,
discos de embrague, barra batidora, herrajes
químicos, piezas estampadas, conectores,
elementos de muelles, elementos de muelles de ultra
alta resistencia, membranas, elementos de
interruptor, contactos fijos [26].
C51100 Cu4Sn0Zr Sn=3,5-4,9%,
P=0,0030-
0,35%[27]-[41]
[42].
Buena a excelente resistencia a la corrosión.
Excelente trabajabilidad en frío
Aplicaciones: placas de cojinetes de puente, barras
localizadoras, abrazaderas de fusibles, casquillos de
manguitos, muelles, piezas de interruptores, alambre
de truss, cepillos de alambre, herrajes químicos,
chapas perforadas, maquinaria textil, varillas de
soldadura [27]-[41] [42].
C52100 Cu8Sn0Zr Sn= 7,0-9,0 %
P=0,030-
0,35%[27]-[42]-
[43].
Buena a excelente resistencia a la corrosión. Buena
trabajabilidad en frío para blanking, trefilado,
formado y plegado, cizallado y estampado.
Aplicaciones: condiciones de servicio más severas
que C51000 [27]-[42]-[43].
C52400 Cu10Sn0Zr Sn=9,0-11,0%
P=0,030-
0,35%[27]- [42]-
[44].
Buena a excelente resistencia a la corrosión. Buena
trabajabilidad en frío para blanking, formación y
doblado, cizallamiento.
Aplicaciones: barras y placas pesadas para
compresión severa, placas y accesorios de puentes
y expansión, artículos que requieren buenas
cualidades de muelles, resiliencia, resistencia a la
fatiga, buen desgaste y resistencia a la corrosión
[27]- [42]-[44].
24
4. METODOLOGÍA
En esta sección se describen los métodos, parámetros y condiciones adoptadas para la
obtención de los resultados experimentales. En este trabajo, se estudiaron los efectos de
adiciones de Zirconio y estaño individuales y posteriormente combinadas a baños de
cobre de pureza comercial y de aleaciones binarias Cu-8%Sn. El Zr fue añadido como
agente inoculante, es decir produce un refinamiento de grano, al generar precipitados
ricos en este elemento los cuales proveen sustratos para la nucleación heterogénea de
la fase primaria (Cu-α) durante la solidificación de la aleación Cu-Sn, como ya fue
mencionado en ítems anteriores. La adición de P se realiza como desoxidante, con el
propósito de eliminar el oxígeno que pueda estar presente en el baño fundido, aunque es
posible que la presencia de P, pueda inducir un refinamiento de grano de la aleación
binaria Cu-Sn [2].
Este ítem se divide en 4 secciones (Figura 17), en la sección 4.1 se resalta la importancia
del estado del arte y de mantener el mismo actualizado es un propósito que se debe
mantener de principio a fin durante el desarrollo de este trabajo. En el ítem 4.2 se describe
el proceso de obtención de los sistemas de aleación, se describirán los procesos de
fusión de estas y de adición de elementos al baño líquido. En el punto 4.3 se llevarán a
cabo procedimientos de caracterización química, macro y microestructural de las
muestras obtenidas, y se realizará la medición de tamaño medio de grano. En el enciso
4.4 se describirá los ensayos realizados para medir las propiedades mecánicas de los
bronces obtenidos, esta sección también abarca los procedimientos para los análisis de
superficies de fractura que se realizaran a las muestras ensayadas.
Figura 17. Metodología empleada para el desarrollo del proyecto.
Revisión bibliografica y estado del arte
En bases de datos UdeA
Fabricación de los sistemas de
aleación
Simulación y modelado de
prototipos para moldeo
Elaboración de muestras
con y sin inoculante
Maquinado y obtención de
probetas
Caracterización química, macro
y microestructural
Espectrometría de emisión
óptica
Metalografía y preparación
muestras
Estimación tamaño de
grano medio
Propiedades mecánicas
Ensayo de tensión
Ensayo de dureza Brinell
Fractografía
25
4.1 Búsqueda bibliográfica
Es prioritario durante el desarrollo de este trabajo, mantener actualizado el marco teórico
o estado del arte, con la finalidad de poder sustentar las bases teóricas que pueden o no
aplicarse al proyecto en mención. Esta búsqueda se realizó principalmente a través de
las bases de datos de la Universidad de Antioquia, por medio de la cual se establecieron
los criterios de búsqueda, permitiendo esto la consulta de gran cantidad de artículos y
libros, que ayudaron para que el desarrollo de este trabajo fuese llevado a cabo de la
mejor manera.
4.2 Preparación de las aleaciones
La fabricación de las aleaciones implicó dos etapas, la primera de ellas consistió en
realizar procesos de simulación y prototipado por medio de software especializados para
tal fin. La etapa final se enfocó en la obtención de las piezas, implicando el proceso de
moldeo con arena endurecida con resina, posteriormente el vaciado del fundido,
desmoldeo y finalmente el maquinado de las muestras con las dimensiones requeridas.
4.2.1 Simulación y modelado
El software utilizado para la simulación del llenado del molde, que implican todas
consideraciones de las condiciones físicas y químicas de la aleación fue SOLIDCast®,
este permitió establecer las condiciones para un flujo laminar, teniendo en cuenta la
geometría de la pieza, además de eso establecer cuanta porosidad se podría obtener y
del rechupe que se forma por la contracción del baño fundido cuando solidifica.
Los modelos utilizados para la obtención de las piezas fueron elaborados a través de
impresión 3D, en el que se usó una impresora ANYCUBIC I3 MEGA®. Los modelos se
diseñaron en el entorno del software SOLIDWorks®, que es un programa CAD, de ahí
fueron exportados en un formato admitido por la impresora (.STL). Con la ayuda del
software UltimakerCURA® se eligió la posición del modelo en la cama móvil de la
impresora, además de determinar el tiempo y la cantidad de material gastado. Para este
proyecto se usó el polímero ABS.
Todos los parámetros y condiciones para la simulación y manufactura de los modelos y
de la caja de moldeo, además de la preparación de la arena con resina, fueron
establecidos en un amplio trabajo de investigación, llamado “OPTIMIZACIÓN DE LAS
CONDICIONES DE FABRICACIÓN DE PROBETAS DE TRACCIÓN DE BRONCES AL
ESTAÑO FUNDIDOS E INOCULADOS CON ZIRCONIO” [45].
26
4.2.2 Elaboración de los sistemas de aleación
El procedimiento que se llevó a cabo para la obtención de los sistemas de aleación está
fundamentado en el trabajo doctoral de Rojas Arango [2], las aleaciones producidas junto
con su composición química (% en masa) se encuentran consignadas en la Tabla 4 y
Tabla 5.
Tabla 4. Carga utilizada para producir los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr
Sistema de aleación
Cu (Kg) Sn (Kg) Cu50Zr (Kg) Cu15P (Kg)
Cu8Sn 12,8182 1,1268 - 0,0155 Cu8Sn0,16Zr 13,7067 1,1709 0,0465 0,0158
Tabla 5. Composición nominal de los elementos del sistema de aleación
Sistema de aleación
%Cu %Sn %Zr %P
Cu8Sn 91,889 8,0 - 0,025 Cu8Sn0,16Zr 91,966 8,0 0,16 0,025
Las muestras se obtuvieron a través del vaciado en moldes de arena aglomerados con
resina polimérica(ver Figura 18), siguiendo las recomendaciones de la norma ASTM
B208-14 [22] como ya se mencionó en un ítem anterior. Previo al proceso de vaciado lo
moldes fueron cubiertos con una mezcla de pintura de grafito y alcohol y luego calentados
con una antorcha, para lograr la evaporación del alcohol y de cualquier humedad
remanente, esta pintura se aplica con el fin de generar la menor adherencia posible entre
molde y pieza, ya que, si esto sucede es altamente probable que se generen defectos en
la integridad de la pieza, produciendo un mal acabado en la misma.
a) b) c) d)
Figura 18. Molde en arena endurecido con resina: a) molde superior, b) molde inferior, c) tapa, d) molde armado y listo para proceso de fundición.
El proceso de obtención de los sistemas de aleación de Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr fue el
siguiente:
27
4.2.2.1 Sistema de aleación Cu8%Sn:
Se preparó la carga necesaria para la obtención del sistema de aleación deseado, en la
Tabla 4 se describen las cantidades utilizadas para tal fin. Luego de preparadas las
cantidades se depositan en el crisol de grafito que ha sido previamente curado y que se
encuentra precalentado en el horno de inducción del laboratorio de fundición de la
Universidad de Antioquia. Se depositan las primeras láminas de Cu (de pureza comercial)
hasta que alcanzan la temperatura necesaria para que empiecen a fundirse,
seguidamente se agrega Sn (de pureza comercial) que se funde de inmediato debido a
su baja temperatura de fusión (231.9°C). Se agrega una capa de grafito en polvo en la
superficie del baño líquido como protección al fundido, el proceso se va repitiendo hasta
fundir por completo la carga, agregando siempre grafito para proteger el fundido y evitar
absorción de oxígeno del ambiente. finalmente se agrega el Cu15P que actúa como
desoxidante del baño fundido. Durante el proceso de fundición se mide la temperatura
del baño con un termopar de inmersión para establecer la temperatura a la que se
realizará el vaciado. También durante la fundición se realiza agitación permanente con
una barra de grafito con el fin de lograr que el fundido tenga la mayor homogeneidad
posible, evitando que quede material adherido a la pared del crisol. El vaciado se realiza
~1227°C, el primer vaciado se realiza en una coquilla metálica, para obtener un pequeño
disco sólido utilizado para medir la composición química por medio de análisis de
espectrometría de emisión óptica (Bruker Q8 Magellan). Si la composición cumple con lo
deseado, se procede a vaciar en el interior de un crisol pequeño conectado a un termopar
tipo K y que a su vez está unido a un sistema de adquisición de datos como se ve en la
Figura 21, para con ello obtener la curva de enfriamiento de la aleación. Finalmente, y
en la menor brevedad posible se procede a vaciar el fundido restante en el molde de
arena que ha sido endurecido con resina fenólica (ver Figura 18). El tiempo de vaciado
es de aproximadamente 30 segundos, el resto del fundido que queda en el crisol es
depositado en una lingotera. Terminado el vaciado se procede a remover el grafito y
material remanente que queden el crisol, con lo que solo queda esperar que solidifique
totalmente el metal.
a) b) c) d)
Figura 19. Proceso de fundición: a) material fundiéndose en el crisol, b) vaciado del baño fundido en el molde, c) vaciado en crisol conectado al termopar, d) vaciado completo, se aprecia la solidificación del fundido.
28
4.2.2.2 Sistema de aleación Cu8%Sn0,16%Zr:
Una vez que se ha preparado la carga y pesado el material necesario para llevar a cabo
la fundición (véase Tabla 4), se usa un crisol de grafito diferente al usado para la
elaboración del sistema de aleación Cu8Sn, también se usó para la agitación del fundido
una barra de grafito diferente, con el fin de evitar contaminación de Zr. El procedimiento
es similar al descrito anteriormente, se deposita el Cu en el crisol, cuando inicia la
fundición se agrega el Sn y se prosigue así hasta fundir por completo toda la carga,
siempre teniendo la precaución de agregar grafito en polvo sobre el fundido con la
finalidad de proteger al mismo. Una vez hecho esto, se agrega el desoxidante Cu15P.
Por último, para la adición de inoculante se procedió de la siguiente manera: se corta una
lámina de cobre, esta se dobla por la mitad y seguidamente se doblan los bordes,
buscando con esto sellar los orificios de los lados y obtener una especie de “bolsillo” que
tiene una cavidad central, en la cual es depositado el Zr. Este bolsillo se inserta sobre
una ranura que se le hizo a la barra de grafito (ver Figura 20).
a) b)
Figura 20. Montaje utilizado para agregar inoculante al baño fundido. a) lámina de cobre doblada, contiene Zr, b) barra de grafito utilizada para depositar inoculante.
Finalmente se procede a depositar sobre el fundido el bolsillo que contiene el Zr, se deja
sobre el baño hasta que se funde y se agita el mismo con la barra de grafito. Se procede
a vaciar primero en la coquilla metálica para obtener el disco que se utiliza para
comprobar si la composición química es la correcta, seguido a esto se procede a vaciar
sobre un crisol pequeño conectado a un termopar y que a su vez está unido a un sistema
de adquisición de datos como se ve en la Figura 21, para con ello obtener la curva de
enfriamiento de la aleación. Luego se deposita el fundido en el molde endurecido con
resina en un tiempo máximo de 30 segundos, se deja enfriar y con ello ha culminado el
proceso (véase Figura 19).
29
Figura 21. Montaje utilizado para obtener las curvas de enfriamiento de los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn016Zr, conformado por: a) sistema de adquisición de datos, b)
molde conectado al termopar, c) molde grande endurecido, d) computador portátil
4.3 Caracterización química, macro y microestructural
En este ítem se presentarán los procedimientos utilizados para el corte las piezas
obtenidas, así como también la preparación de las muestras para análisis
macroestructural y microestructural, análisis químicos, y los procedimientos para medidas
de tamaños de grano. La composición química se controlará mediante espectrometría de
emisión óptica (OES) para los elementos Sn, Cu, Zr y P.
4.3.1 Corte y obtención de lingotes de las piezas fundidas
Los dos sistemas de aleación obtenidos fueron cortados de igual manera, la metodología
es la misma para ambos, el procedimiento de corte se describe a continuación.
El proceso de corte y adecuación se realiza siguiendo estos pasos a) desmoldeo y
limpieza del bloque fundido, b) corte con segueta de los canales de ataque y del bajante,
c) corte con sierra sinfín por la mitad del bloque, para obtener las dos quillas, d) corte con
sierra sinfín en dos secciones de la quilla para obtener los lingotes, e) maquinado y
obtención de las probetas de tensión. En la Figura 22, se representa el proceso de corte
del bloque y la obtención de los lingotes de manera esquemática:
30
a) b) c) d)
Figura 22. Proceso de corte de Cu8%Sn0Zr y Cu8%Sn0,16Zr: a) corte de los ataques y bajante, b) corte por la mitad del bloque, c) quilla cortada del bloque completo, d) lingote cortado que será maquinado para obtener probeta.
De cada quilla se obtienen tres lingotes, para ensayos de tensión fueron usados tres sin
inoculante y tres con inoculante, estos fueron denotados como: Cu8Sn(S), Cu8Sn(I),
Cu8Sn0,16Zr(I), Cu8Sn0,16Zr(S), la <<I>> y la <<S>> representan el lingote inferior y
superior de la quilla respectivamente.
4.3.2 Determinación del tamaño de grano medio
La caracterización macroestructural se realiza de la siguiente manera: Los lingotes que
han sido previamente cortados del bloque fundido, se disponen a ser pulidos en una
banda desbastadora de grano grueso (80), esto con el fin de eliminar las imperfecciones
del corte con sierra sinfín. Una vez se termina el desbaste se continua el proceso de lijado
con lija de grano 100, hasta lograr tener alineadas las rayas producidas en la misma
dirección en este caso en sentido longitudinal que es donde se inicia el lijado. Luego se
pasa a lija de mayor grano (150, 320), teniendo la precaución de cambiar el sentido de
pulido al pasar a una lija de grano menor, luego se pasa a lija 400 y finalmente 600, este
procedimiento está en armonía con el descrito en los las técnicas y principios
metalográficos [46]. El macroataque es realizado con cloruro férrico concentrado (ver
Tabla 6), previamente la superficie de la pieza se limpia con alcohol, luego con un
algodón e inclinando la pieza se dejan caer gotas del reactivo y se esparce con el algodón
sobre toda la superficie de la pieza, se realiza varias veces el paso del algodón sobre la
pieza, hasta ir logrando que se revele la estructura de granos sobre la superficie
completa. Luego se procede a lavar con abundante agua la superficie, se hace secado
con un secador eléctrico e inmediatamente se protege la macroestructura de grano con
aerosol transparente. Con la ayuda de un escáner que ha sido previamente configurado
se toma una imagen con la mayor resolución posible. Finalmente con la ayuda del
software ImageJ® se procede con el conteo de granos, realizado por el método de
intercepto circular establecido en la norma ASTM E112 [47].
31
Tabla 6. Procedimientos metalográficos para análisis macroestructural.
Tipo de Análisis Pulido Ataque químico
Procedimiento
Macroestructura Lijas:
100; 240; 320; 400; 600;
(1) Alcohol 500ml
FeCl3 25g con HCl
15ml
Esparcir reactivo con algodón hasta revelar estructura, lavado con
agua corriente durante 5 min.
Microestructura
Lijas: 100; 240; 320; 400; 600; 800; 1000; 2000; paño con pasta de diamante 1µm; paño con sílica
coloidal 0,05µm
(1) Alcohol 500ml
FeCl3 25g con HCl
15ml
Esparcir reactivo con algodón hasta revelar estructura, lavado con
agua corriente durante 5 min.
4.4 Propiedades mecánicas
Se determinaron las propiedades tensiles de las aleaciones con y sin adición de
inoculante mediante el ensayo de tensión normalizado según norma ASTM E8-16[21] y
se determinó también la dureza Brinell atendiendo a la norma ASTM E10-15[25]. Las
curvas esfuerzo-deformación (Ítem 3.4.1.1, Ecuación 2-6) obtenidas en los ensayos de
tensión se analizaron utilizando el método de Hollomon [31],[32], para determinar
coeficientes de endurecimiento por deformación (Ecuación 7). Tanto la microestructura
como la apariencia de la superficie de fractura de las probetas se analizó mediante
microscopia óptica y electrónica MEB, la información obtenida permitió complementar el
análisis de las curvas esfuerzo-deformación y permitió correlacionar los cambios
microestructurales con la respuesta en tracción y dureza, permitiendo entender más el
comportamiento mecánico de estas aleaciones, además de determinar el o los
mecanismos que intervienen durante la fractura de las piezas.
4.4.1 Ensayo de tensión
El ensayo de tensión fue realizado en el laboratorio de materiales de la universidad
EAFIT, quienes de gran manera hicieron su aporte para que esta parte fundamental del
proyecto se llevara a cabo.
El ensayo fue realizado en una máquina de tracción de marca Instron® 5984 que cuenta
con una celda de carga con una capacidad de 150KN. Inicialmente se determinó el
módulo elástico E de cada tipo de muestra con y sin inoculante, esto se realizó con la
32
ayuda de un extensómetro (véase la Figura 23) para medir las deformaciones ocurridas
durante la aplicación de carga en la zona elástica del material, se aplicaron tres cargas
siendo la mayor de 5KN, se programó el equipo para que la velocidad de deformación
fuera de 5mm/s. Este procedimiento permitió obtener de manera precisa el módulo
elástico de las probetas cilíndricas de Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr.
a) b)
Figura 23. a) Máquina universal de ensayos Instron® 5984, b) Extensómetro
El ensayo fue realizado por duplicado para ambos sistemas de aleación y el resultado
obtenido fue ponderado tanto para las tres piezas inoculadas, como para las que no lo
fueron.
Luego de la determinación del módulo elástico de los sistemas de aleación se procedió a
realizar el ensayo completo para llevar la probeta hasta rotura, ya para este procedimiento
no se utilizó extensómetro, pues el dispositivo que se puede ver en la Figura 23b, solo
se utiliza para medir valores de deformación en la zona elástica del material. El
procedimiento se basó en la aplicación de diferentes cargas iniciando desde 0KN hasta
30KN en la mayoría de los ensayos, la velocidad de deformación programada fue de
5mm/s para todos los ensayos. Cada que finalizaba la aplicación de una carga se detenía
el equipo, y se procedía a medir el diámetro de la sección calibrada. Cuando se
determinaba la carga a la cual ocurría la cedencia, es decir que se pasaba del régimen
elástico al régimen plástico, se procedía a medir el diámetro y la longitud de la sección
calibrada, esto con el fin de construir la curva real del ensayo de tensión. Este
procedimiento permitió establecer, la carga máxima soportada por los sistemas de
aleación, las cargas a las que ocurrió la rotura y los límites de cedencia entre otros datos
de interés.
El montaje utilizado para la realización del ensayo se muestra a continuación en la Figura
24.
33
a) b) c) Figura 24. Montaje para ensayo de tensión, a) probeta cilíndrica maquinada Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr, b) montaje para la medición del módulo elástico, c) probeta montada parra ensayo de tensión hasta rotura.
4.4.2 Ensayo de dureza
El ensayo de dureza Brinell realizado se hizo siguiendo la norma ASTM E10-15[25], fue
realizado en el laboratorio de materiales de la universidad EAFIT, se realizó ensayo de
dureza Brinell a dos lingotes cortados de Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I), la carga aplicada
fue de 1500kgf durante un tiempo de 20 segundos, con una bola de acero de 10mm de
diámetro, que fue usado como penetrador o indentador, con lo que se buscó garantizar
producir una huella que pueda abarcar el mayor número de granos presentes en los
sistemas de aleación para con ello obtener un resultado de dureza representativo y que
sea válido, teniendo en cuenta el hecho de que las aleaciones ensayadas son as-cast.
A la superficie de la probeta se le realizó un pulido previo tal como lo indica la norma, en
la superficie de esta fueron realizados siete ensayos de dureza, produciendo sus
respectivas huellas, a cada huella se le midió el diámetro respectivo 3 veces, con lo que
se obtiene un valor promedio de cada huella. Con estas consideraciones se obtuvieron
los valores de dureza en la escala Brinell.
4.4.3 Fractografía
El análisis fractográfico se realizó en los laboratorios de la SIU de la Universidad de
Antioquia, el microscopio electrónico de barrido (MEB) utilizado para analizar las
superficies de fractura es un JEOL JSM-6490LV (ver Figura 25). Las dos muestras
analizadas corresponden a Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I). Estas muestras fueron cortadas
previamente y entregadas al laboratorio para su preparación final. Se hizo un barrido
34
sobre toda la superficie de la fractura con el fin de determinar el mecanismo de la fractura
y el modo de ocurrencia de esta, además de analizar las causas de la falla, para esto se
tomaron varias micrografías a diferentes aumentos, permitiendo esto entender la
mecánica de la fractura de la pieza que es una parte fundamental de este proyecto. El
proceso fue realizado en el modo de electrones secundarios (SE) para analizar la
topografía de las muestras con y sin inoculante, obteniendo con ello imágenes de alta
resolución que bridan información importante para el análisis fractográfico.
a) MEB a) Cu8Sn(S) b) Cu8Sn0,16Zr(I)
Figura 25. Muestras para análisis fractográfico. a) MEB, b) superfície Cu8Sn(S), c) Cu8Sn0,16Zr
5. RESULTADOS Y ANÁLISIS
5.1 Composición química de los sistemas de aleación por espectrometría de emisión óptica
Los resultados de composición química de los sistemas de aleación Cu8Sn(S) y
Cu8Sn0,16Zr(I)-A se muestran a continuación en la Tabla 7, fueron realizados en el
espectrómetro Bruker Q8 Magellan del laboratorio de espectrometría de la Universidad
de Antioquia. Los ensayos de espectrometría fueron realizados directamente a las
probetas de tensión, con el propósito de confirmar que la composición química de las
aleaciones producida estuviera en los rangos estimados. Los resultados obtenidos se
relacionan directamente con la composición química del estaño, fósforo y zirconio. Estos
resultados confirman que los procedimientos utilizados para la obtención de estos
sistemas de aleación han sido correctos, es decir que los cálculos de carga y demás
estimaciones realizadas han sido fundamentadas correctamente, permitiendo esto haber
obtenido las aleaciones Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr con las composiciones nominales en los
rangos que se esperaba.
Los análisis de composición por espectrometría de emisión óptica arrojaron que no fue
posible estimar la cantidad de Zr presente en la muestra a la cual se le agregó la
35
sustancia, se cree que este resultado puede deberse a varios factores, el principal puede
estar relacionado con la presencia de oxígeno en la materia prima de Cu, este oxígeno
presente es bastante perjudicial pues el zirconio reacciona con el mismo para formar un
óxido de zirconio, es decir, el Zr actuaría como desoxidante igual que el fósforo y el Zr
pierde el efecto inoculante. Por tal razón una gran cantidad del zirconio puede estarse
oxidando y solo una pequeña fracción es la que entra en pleno en el fundido y logra
generar un proceso de inoculación.
Tabla 7. Composición química de los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr.
Aleación Cu% Sn% Pb% Zn% P% Fe% S% Si% Zr%
Cu8Sn(S) 91.99 7.906 0.0053 0.0037 0.0096 0.0093 0.0033 0.043 -
Cu8Sn0,16Zr(I) 91,72 8,19 0.016 0.0039 0.017 0.0063 0.0039 0.0065 -
5.2 Tamaño medio de grano
Se adjuntan a continuación las imágenes de los macroataques de las muestras de
Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A, en el ítem 4.3.2 se explicó cómo fue realizado el proceso
de medición de tamaño medio de grano.
Para Cu8Sn, fue tomada una imagen con un escáner EPSON L380 con una resolución
de 1200PPI.
Lingotes de a) Cu8Sn(S) y b)
Cu8Sn0,16Zr(I)-A Cabezas de probetas de tensión c) Cu8Sn0,16Zr(I)-A y d) Cu8Sn(S)
Figura 26. Tamaño de grano en orientación longitudinal (lingotes) y orientación transversal (cabezas de probeta)
En la Figura 26 se observan los granos en estado as-cast del sistema de aleación
Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A, para la medición del tamaño medio de grano, la imagen
se dividió en tres secciones para la medición que fue realizada a los lingotes(medido en
dirección longitudinal), para las cabezas de las probetas(sentido transversal) la medida
se realizó en las zonas céntricas evitando los bordes. Esta medición fue realizada con el
36
software ImageJ®, utilizando el método de intercepto circular. En la Tabla 8 y Tabla 9 se
pueden ver los resultados obtenidos de la medida.
Tabla 8. Tamaño medio de grano para los lingotes de Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A
Aleación Tamaño de grano Zona
1(mm)
Tamaño de grano Zona
2(mm)
Tamaño de grano Zona
3(mm)
Promedio (mm)
Desviación estándar
Cu8Sn(S) 5,24 5,44 3,78 4,82 ±0,91 Cu8Sn0,16Zr(I)-
A 1,48 2,11 2,87 2,15 ±0,69
Tabla 9. Tamaño medio de grano para las cabezas de las probetas de tensión de Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A
Aleación Tamaño de grano
Cu8Sn(S) 4,24 Cu8Sn0,16Zr(I)-A 1,95
A partir de los resultados obtenidos de la Tabla 8 se puede determinar que la reducción
en el tamaño de grano al comparar los dos sistemas de aleación es del 55,35%,mientras
que para los valores obtenidos en la Tabla 9, esta reducción en el tamaño de grano es
del 54% este resultado aunque parezca bueno, es incipiente desde el punto de vista del
tamaño medio de grano obtenido en la aleación Cu8Sn a la que se le agrego Zr, pues lo
resultados obtenidos son en base a un promedio de tamaño de grano del orden de
milímetros, cuando el ideal era tener granos entre 100-200µm [2]. Este refinamiento
incipiente se cree es debido al poco efecto que tuvo el Zr con el fundido, pues se cree
que la mayor parte de Zr sufrió oxidación debido a la presencia de oxígeno en el Cu, esta
comprobación queda como una recomendación para estudios posteriores de mayor
alcance.
Sin embargo y a pesar de que el refinamiento fue incipiente se logró una disminución
considerable en el tamaño de grano, es decir se refinó el grano de la aleación as-cast
Cu8Sn0,16Zr debido a la inoculación del baño fundido con Zr. En ítems anteriores(ver
ítem 3.3) se hizo referencia a que el refinamiento de grano en los metales produce un
mejoramiento en las propiedades mecánicas, físicas y electroquímicas; reducción en la
necesidad de post-tratamiento termomecánico (trabajo y recocido) [7]. El refinamiento del
grano tiene efectos beneficiosos sobre el acabado superficial y las propiedades de
moldeo, [8],[9]. El refinamiento de grano también tiene influencias positivas en el
refinamiento microestructural y la moldeabilidad, también mejora las propiedades
mecánicas (como la ductilidad y la resistencia) de los materiales metálicos colados y/o
forjados [10],[11]. El resultado obtenido da cuenta del poder de reducción en el tamaño
37
de grano del inoculante utilizado, ya que este genera la formación de un número mayor
de puntos de nucleación en la aleación, lo que da como respuesta una restricción del
crecimiento dendrítico, por lo que los tamaños de grano medidos de la aleación inoculada
son mucho menores que su contraparte sin inocular, además de generar una mejora en
cuanto a propiedades mecánicas.
La velocidad de enfriamiento juega un papel fundamental durante el proceso de
solidificación ya que a mayor velocidad de enfriamiento la formación de núcleos en
aleaciones inoculadas es bastante alto, como se informa en esta investigación [48],
además de que la zona libre de nucleación disminuye con el incremento de la razón de
enfriamiento.
Si se observa la Figura 26 a) y b), la zona 2 es considerada de gran interés, pues al
maquinarse la pieza, esta sección pasará a ser la zona calibrada de la probeta, por lo que
esto refuerza la idea de que las probetas inoculadas en comparación con las no
inoculadas van a presentar un mejoramiento en la respuesta al ensayo de tensión que se
realizó a las mismas.
De igual manera es importante mencionar que el refinador no opera al 100% de su
capacidad, es mas solo una pequeña fracción de las partículas de inoculante añadido
son operativas esto se expone en la teoría de la interdependencia [49]. Además si se
quiere mejorar la eficacia de las partículas y promover la nucleación y el refinamiento del
grano, es crítico minimizar el tamaño de la zona libre de nucleación controlando la
química de la aleación y/o la tasa de crecimiento, esta zona libre se encuentra por delante
de la interfaz sólido/líquido y es fundamental que los elementos segregantes de la
aleación generen el suficiente subenfriamiento constitucional(CS) para garantizar la
formación y estabilidad de los primeros núcleos y así con ello producir la formación de
granos finos.
5.3 Ensayo de dureza
a) b)
Figura 27. Ensayo de dureza Brinell a) Maquina universal de ensayo de tensión configurada para ensayo de dureza, b) Pieza de Cu8Sn0,16Zr utilizada para medir la
dureza Brinell.
38
En la Figura 27 se puede observar el montaje utilizado para llevar a cabo los ensayos de
dureza. La Tabla 10 muestra que los valores de dureza para ambos sistemas de aleación
no presentan una variación importante, incluso los valores obtenidos son bastante
similares, esto da pie para concluir que la influencia del Zr en las aleaciones producidas
no generó un impacto significativo en la dureza. Esto se debe a que el tamaño de grano
es bastante homogéneo en los sentidos longitudinal y transversal, así lo comprueban los
resultados, quiere decir esto que al hacer las indentaciones sobre la superficie del
material los granos son lo suficientemente grandes como para abarcar el diámetro del
penetrador, por lo que es posible que solo se mida la dureza de uno o dos granos, lo que
a lo sumo refleja una variación mínima en la dureza de ambos sistemas de aleación, y
esto se refleja en los valores reportados en la Tabla 10 y deja como conclusión que hay
una distribución bastante homogénea de los granos en la pieza y que estos al tener
tamaños similares al de la bola de acero usado como penetrador no permiten que este
abarque más granos durante la aplicación de la carga sobre la superficie ensayada. Es
importante mencionar que las aleaciones as-cast ensayadas por sus características son
materiales blandos por lo que la aplicación de una carga de 3000kgf produce un diámetro
de la huella que es mayor que el 80% en comparación con el diámetro del penetrador,
por lo que estos resultados estarían sesgados y no cumplirían la norma ASTM E10-
15[25].
Los resultados de dureza Brinell para este material y bajo las condiciones de su
realización se encuentran dentro del rango que está reportado en la norma ASTM E10-
15[25] que está entre 47,7 y 327 HB.
Tabla 10. Dureza Brinell de las aleaciones Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr.
Aleación Dureza Brinell promedio
longitudinal Desviación longitudinal
Cu8Sn 63,5 ±6,77 Cu8Sn0,16Zr 63,5 ±3,25
5.4 Ensayo de tensión
Al comparar los valores obtenidos de la resistencia máxima que se obtuvieron del ensayo
de tensión se identifica que hay un aumento del 5,53% al comparar el sistema de aleación
Cu8Sn no inoculado con el sistema Cu8S0,16Zr que fue inoculado. Este resultado fue
esperado como lo reportado por Edwards y Couture [16]. Estos resultados son
concordantes con la teoría expuesta, lo que da pie para afirmar que la reducción en el
tamaño de grano mejora de una buena manera las propiedades mecánicas de este tipo
de aleaciones, a pesar de que el refinamiento no es muy marcado, los resultados dan
cuenta de que se genera un efecto positivo en las propiedades tensiles.
En la Tabla 11 y Tabla 12 se puede observar que los valores de resistencia máxima,
esfuerzo de rotura y alargamiento de rotura obtenidos de las piezas que fueron cortadas
39
de la sección inferior de los lingotes que fueron producidos, presentan un mayor valor de
estas propiedades mencionadas, tanto los sistemas de aleación no inoculados, como los
que sí lo fueron presentan este comportamiento. Estos resultados obtenidos se deben a
que las piezas cortadas de la sección inferior son las primeras en solidificar, ya que, por
el diseño del llenado de la pieza, el metal fundido inicia llenando desde la sección inferior
hasta la superior de manera gradual, este diseño fue pensado con el objetivo de que el
flujo de este fuera laminar, esto se puede comprobar en el estudio llevado a cabo por
Ramírez Hernández [45]. En este sentido las piezas de la sección superior que fueron
ensayadas y cuyos valores de resistencia, esfuerzo de rotura y alargamiento son
menores, ya que estas secciones superiores son las últimas en solidificar y además de
eso en la parte superior de la pieza se forma un rechupe, que es producto de la extracción
de calor que se genera durante la solidificación del metal fundido. Por tanto, es coherente
que estos valores de estas propiedades vayan disminuyendo desde la sección inferior a
la superior.
Tabla 11. Resistencia máxima a la tensión, esfuerzo de rotura y alargamiento de rotura del sistema de aleación Cu8Sn.
Aleación Resistencia
máxima a la tensión (MPa)
Esfuerzo de rotura (MPa)
Alargamiento de rotura (%)
Cu8Sn(I)-A 249,11 148,06 41,76 Cu8Sn(I)-B 236,10 148,28 35,89 Cu8Sn(S) 171,43 139,74 13,59 Promedio 218,88 145,36 30,41
Desviación ±41,61 ±4,87 ±14,86
Tabla 12. Resistencia máxima a la tensión, esfuerzo de rotura y alargamiento de rotura del sistema de aleación Cu8Sn0,16Zr.
Aleación Resistencia
máxima a la tensión (MPa)
Esfuerzo de rotura (MPa)
Alargamiento de rotura (%)
Cu8Sn0,16Zr(I)-A 241,95 171,94 38,10 Cu8Sn0,16Zr(I)-B 258,26 198,43 40,56 Cu8Sn0,16Zr(S) 194,83 148,09 26,97
Promedio 231,68 172,82 35,21 Desviación ±32,93 ±25,18 ±7,24
En la Figura 28 se puede observar de manera gráfica los resultados obtenidos del ensayo
de tensión, esta curva esfuerzo-deformación muestra que tanto la resistencia máxima y
la deformación del sistema Cu8Sn0,16Zr son mucho mayores que los del sistema no
inoculado Cu8Sn.
40
Figura 28.Curva Esfuerzo-Deformación de los sistemas de aleación con y sin
inoculante.
En cuanto a rigidez se refiere, los valores de modulo elástico (Tabla 17) dan cuenta que
la aleación Cu8Sn0,16Zr presenta un valor de modulo más alto, resultado que al igual
que el de resistencia máxima es mucho mayor que el de las piezas de Cu8Sn no
inoculadas. Este valor obtenido indica que en las piezas inoculadas se aumenta la rigidez
de las aleaciones, pero no de una manera tal que las fragilice, al contrario, eleva la rigidez
a un punto en que el material sigue siendo dúctil, pero con una mayor capacidad para
soportar mayores esfuerzos, lo que en consecuencia acarrea una ampliación en la
ventana de aplicaciones para este tipo de materiales.
Los resultados de los ensayos de tensión mostraron que las aleaciones Cu8Sn y
Cu8Sn0,16Zr, al analizar las curvas Esfuerzo vs Deformación, no presentan un límite de
cedencia claro o bien definido. Los cálculos del límite de cedencia al 0,2% de deformación
siguiendo la norma ASTM E8, arrojaron los resultados consignados en las Tabla 13 y
Tabla 14. Estos valores nuevamente están en concordancia con el estudio de Edwards
y Couture [16], al igual que los de resistencia máxima a la tensión, muestran que son
mayores para las piezas de la sección inferior tanto las piezas inoculadas como las piezas
que no lo fueron, esta tendencia mostrada en las piezas inferiores da cuenta del beneficio
de ser las primeras secciones en solidificar y permiten establecer un patrón de proceso
que permite concluir que estas piezas presentan mejor comportamiento mecánico al
compararse con las piezas de la sección superior. Estos valores reportados corresponden
a los esfuerzos que máximos que las piezas soportan antes de entrar a una deformación
41
plástica permanente e irreversible, de ahí se ve la importancia de determinar el límite de
cedencia de las piezas ensayadas.
Tabla 13. Límite de cedencia del sistema de aleación Cu8Sn
Aleación Límite de cedencia Y0,2 (MPa)
Cu8Sn(I)-A 122,0 Cu8Sn(I)-B 117,0 Cu8Sn(S) 108,12 Promedio 115,71
Desviación ±7,03
Tabla 14. Límite de cedencia del sistema de aleación Cu8Sn0,16Zr
Aleación Límite de cedencia Y0,2 (MPa)
Cu8Sn0,16Zr(I)-A 122,0 Cu8Sn0,16Zr(I)-B 126,3 Cu8Sn0,16Zr(S) 102,1
Promedio 116,8 Desviación ±12,91
En cuanto endurecimiento por deformación los valores obtenidos se reflejan en la Tabla
15 y Tabla 16, los resultados acá obtenidos muestran que las aleaciones inoculadas
poseen un mayor número de límites de grano, por lo que al aplicar una carga sobre la
estructura las dislocaciones van a tener mayor restricción para desplazarse dentro de la
red cristalina, esto macroscópicamente se refleja en una reducción de área de la pieza
por la aplicación de la carga producto del ensayo de tensión. El endurecimiento se sigue
produciendo mientras haya deformación plástica, cuando se sobrepasa la resistencia
ultima a la tensión la deformación deja de ser uniforme y se vuelve localizada, por lo que
el estado de tensiones deja de ser uniaxial y el modelo para determinar n pierde validez.
Por tal motivo las estimaciones del coeficiente de endurecimiento por deformación se
realizan en el rango plástico del material mientras haya deformación uniforme. De igual
forma es importante mencionar que las piezas ensayadas de la sección inferior, tanto
inoculadas como no inoculadas, han presentado mejores resultados en propiedades
mecánicas que las piezas de la sección superior, continuando el patrón mencionado
anteriormente, este comportamiento fue mencionado en párrafos anteriores. A partir de
estos resultados se puede decir que las piezas inoculadas presentan una mayor
capacidad para absorber esfuerzos y alcanzar mayores valores de deformación antes de
que se produzca la ruptura, es evidente el efecto en el mejoramiento del comportamiento
mecánico de estas aleaciones, dando la certeza que en aplicaciones en diferentes áreas
42
de la ingeniería van a tener un comportamiento adecuado y una vida útil conforme a las
condiciones de uso impuestas.
Tabla 15. Coeficiente de endurecimiento para Cu8Sn.
Aleación Endurecimiento
Cu8Sn(I)-A 0,23 Cu8Sn(I)-B 0,20 Cu8Sn8(S) 0,23 Promedio 0,22
Desviación ±0,016
Tabla 16. Coeficiente de endurecimiento para Cu8Sn0,16Zr.
Aleación Endurecimiento
Cu8Sn0,16Zr(I)-A 0,28 Cu8Sn0,16Zr(I)-B 0,31 Cu8Sn0,16Zr(S) 0,32
Promedio 0,30 Desviación ±0,023
La Tabla 17 es un consolidado de las propiedades mecánicas de interés de los sistemas
de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr, los valores reportados son los valores promedio de
las diferentes propiedades medidas de las 6 piezas, siendo tres de estas inoculadas y
tres no inoculadas. Las piezas de la sección inferior (con y sin Zr) a lo largo de los ensayos
presentaron un comportamiento tensil mejor, que las de la sección superior.
Tabla 17. Valores consolidados de propiedades mecánicas de Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr.
Aleación Resistencia
máxima (MPa)
Modulo elástico (GPa)
Límite de cedencia
(MPa) Endurecimiento
Alargamiento de rotura
Cu8Sn 218,88±41,61 86,0±0 115,71±7,03 0,22±0,016 30,41±14,86
Cu8Sn0,16Zr 231,68±32,93 87,8±0 116,8±12,91 0,30±0,023 35,21±7,24
43
5.5 Análisis de Fases y precipitados
5.5.1 Análisis por microscopia óptica
El análisis por microscopia óptica se realizó al cobre electrolítico utilizado como materia
prima para producir las aleaciones estudiadas, se realizó para estudiar los precipitados
de oxígeno presentes en la estructura. A continuación, se muestra en la Figura 29 la
presencia de estos precipitados.
a) b)
Figura 29. Micrografía de a) Superficie de Cu puro con presencia de oxígeno y b) Micrografía de Cu puro con presencia de oxígeno [15].
De la Figura 29a se tiene la superficie pulida de Cu utilizado como materia prima para la
producción de las aleaciones estudiadas, la Figura 29b es una micrografía de un Cu puro
tomado del ASM Specialty Handbook - Copper and Copper Alloys [15]. Al realizar la
comparación entre ambas se determina que el Cu utilizado para elaborar las aleaciones
posee oxígeno, el cual forma oxido de cobre, en zonas preferenciales como lo son los
límites de grano.
En la Figura 30 a) y b) se observa la superficie Cu atacada con cloruro férrico, se revelan
los límites de grano, y se observa además como estos límites de grano son zonas
preferentes para la realización del ataque debido a la presencia de los óxidos de Cu
formados en ese lugar.
De las observaciones realizadas en las Figura 29 y Figura 30, se puede decir que el Cu
utilizado como materia prima fue un material laminado en caliente, por lo que esto
favoreció a la formación de óxidos de Cu en los límites de grano, pues al realizar el ataque
estas fueron las zonas preferenciales para que el ataque se diera, siendo zonas de alta
energía que al entrar en contacto con la sustancia del ataque revelan la estructura de
granos, se dice que estos óxidos se forman en los límites de grano pues al ser una
sustancia pura el Cu no debería presentar zonas preferenciales para que se presente el
ataque realizado, tal como se evidencia en las micrografías. Este resultado da soporte a
los argumentos presentados anteriormente, en el que se menciona la presencia de
44
oxígeno en el Cu, y que produce un efecto negativo para el Zr pues limita su poder de
inoculación, ya que al interactuar con el oxígeno el Zr actúa como desoxidante y no como
inoculante.
a) b)
Figura 30. Micrografías de Cu puro, atacado con cloruro férrico.
5.5.2 Análisis por microscopia electrónica de barrido
Las muestras preparadas para análisis MEB no fueron atacadas y la preparación de estas
se realizó como se indica en la Tabla 6, a continuación, se van a mostrar algunos
precipitados que se encontraron en el escaneo realizado.
En la Figura 31a se observa una imagen MEB de electrones retrodispersados en la que
se aprecian regiones más claras ricas en el elemento de mayor número atómico, es decir,
una fase rica en Sn. En la Figura 31b se observa el resultado de un microanálisis por
energía dispersiva de rayos-X (EDS), el resultado muestra la concentración de la fase
dispersa (δ) propia de este tipo de aleación.
a) b)
Figura 31. Micrografía MEB Cu8Sn0,16Zr de a) Fase rica Cu-α y b) Espectro de energía dispersiva de Rayos-X (EDS).
45
En las Figura 32 y Figura 33 se observan precipitados ricos en azufre, hierro y
manganeso en las aleaciones Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr, tal como puede observarse en el
espectro EDS obtenido.
a) b) Figura 32. Micrografía MEB Cu8Sn0,16Zr de a) Precipitado de Azufre (S) y b) Espectro
EDS.
a) b) Figura 33. Micrografía MEB Cu8Sn de a) Precipitado de S y b) Espectro EDS
Los precipitados mostrados de ambas aleaciones dan cuenta de la presencia de los
mismos en las piezas analizadas, sin embargo, no fue posible encontrar precipitados
ricos en Zr en la muestra con adición de Zr, esto puede ser debido a que el Zr pudo haber
actuado como desoxidante y no como inoculante. es importante mencionar que de los
resultados de espectroscopia de emisión óptica no mostraron la presencia del Zr, pues la
presencia de Zr está por debajo de los límites de detección del equipo. La pérdida de este
elemento puede haber ocurrido a través de su oxidación por la atmósfera del horno o por
el oxígeno disuelto en el baño líquido proveniente de la materia prima. Esta oxidación
podría resultar en la formación de óxidos, que serían transportados hacia la escoria sobre
la superficie del líquido, la adición de P tuvo como objetivo minimizar este tipo de
46
oxidación. Es importante mencionar que el efecto incipiente de refinamiento sea el
resultado de este efecto.
5.6 Fractografía
Los resultados obtenidos de los análisis a nivel macro y microscópico se muestran a
continuación, en la Figura 34, se puede observar las piezas fracturadas que fueron
sometidas a ensayo de tensión, ambas piezas sufrieron rotura por la zona calibrada, por
lo que la realización del ensayo fue satisfactoria y los resultados están amparados bajo a
norma ASTM E8, por lo que son confiables. Los resultados muestran que en ambos casos
las probetas de Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr presentan una fractura en forma de copa y cono,
propia de materiales dúctiles, también se puede observar que la pieza inoculada presenta
una mayor deformación, resultado coherente que se manifiesta en los valores de
resistencia máxima de la muestra.
a) b)
Figura 34. Fractura de copa y cono a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr
En la Figura 35 se observa a nivel macro la superficie de fractura de ambas muestras,
son las confirmaciones de lo expuesto anteriormente, estas superficies son
características de materiales dúctiles.
a) b)
Figura 35. Superficie de fractura a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr
47
Ahora bien, pasando a estudiar la superficie de fractura a nivel microscópico como se
puede observar en las Figura 36, Figura 37 y Figura 38 hay varios comportamientos
identificados y que son coherentes con este tipo de material dúctil. Lo observado en la
Figura 36 es la comprobación de la teoría expuesta lo largo de este proyecto, es la
muestra real de que el refinamiento de grano ocurre, mediante el fenómeno de la
restricción al crecimiento dendrítico, producido esto durante la solidificación de la fase
primaria Cu-α. El efecto refinador que genera el Zirconio sobre esta fase primaria es el
de crear zonas efectivas de nucleación, esta nucleación efectiva va acompañada además
de una buena velocidad de solidificación y una determinada cantidad del inoculante, ya
que este no es eficiente al 100% de su capacidad y tampoco una excesiva cantidad van
a lograr un refinamiento más efectivo como ya lo mencionó en su trabajo doctoral Rojas
Arango [2].
Las dendritas que se forman en la interfaz sólido/líquido en la solidificación dendrítica
surgen a partir de un mecanismo de nucleación heterogéneo, o de un mecanismo de
"multiplicación de dendritas" [6]. Si los núcleos heterogéneos presentes no son
demasiado potentes y se minimiza la multiplicación de dendritas (minimizando la
convección y/o manteniendo un gradiente de temperatura pronunciado), se obtiene un
crecimiento dendrítico columnar alineado, fenómeno que se puede apreciar en la Figura
36.
a) b)
Figura 36. Micrografía MEB de las superficies de fractura tomada a X27 a) CuSn y b) Cu8Sn0,16Zr
Cuando se deforma plásticamente un grano de metal, las dislocaciones deslizan a lo largo
de ciertos planos cristalográficos, denominados planos de deslizamiento. La continuación
de este proceso conduce a la rotura del cristal según esos mismos planos. Este modo de
separación, denominado originalmente "decohesión en planos de deslizamiento" es el
mecanismo atómico responsable de la fractura dúctil de metales y aleaciones[37]. En un
cristal policristalino la deformación de un grano dado debe acomodarse a la deformación
de los granos vecinos; el deslizamiento se produce entonces en distintas familias de
planos y de una manera más bien irregular. Tal es el caso que se presenta en esta
situación donde se comparan las superficies de fractura de los sistemas de aleación
48
Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr donde ambos presentan desprendimiento interdendrítico producto
de que las dislocaciones deslicen a través de los planos preferenciales durante la
aplicación del ensayo de tensión si el deslizamiento tiene lugar sobre algunos pocos
planos de una familia cristalográfica la superficie de fractura es una faceta plana con
algunos pequeños escalones tal como puede observarse en la Figura 37.
a) Cu8Sn b) Cu8Sn0,16Zr
Figura 37. Micrografías MEB a X200 de a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr
Se observan zonas de fractura correspondiente a la coalescencia de microcavidades en
ambos sistemas de aleación, estas se forman como producto de la deformación plástica
debido a la aplicación de tensiones en el material. Estas microcavidades que se inician
por decohesión y fluencia del material alrededor de inclusiones, partículas de segunda
fase o cualquier discontinuidad que produzca una concentración de tensiones y aumento
del flujo plástico. A medida que avanza el proceso de deformación las microcavidades
existentes crecen bajo las condiciones de tensión en el extremo de la fisura, hasta
situarse muy próximas unas de otras[37]. Finalmente, las paredes o ligamentos que las
separan se rompen, resultando una superficie de fractura caracterizada por depresiones
semiesféricas o semielipticas, Este tipo de superficie de fractura presentado es propio de
materiales que obedecen a un modo de fractura dúctil [50], microcavidades que se
aprecian en la Figura 38.
a) Cu8Sn b) Cu8sn0,16Zr
Figura 38. Micrografía MEB a X1500 de coalescencia de micro cavidades a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr.
49
Se presenta entonces para ambos sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr modos
de fractura mixtos, es importante mencionar que las superficies analizadas con MEB
mostró que la coalescencia de microcavidades se dio en los extremos de la superficie,
mientras que el desprendimiento interdendrítico se produjo en la zona céntrica de la
superficie de fractura, evidencia esto que los estados de tensión son diferentes en los
extremos, así como en la zona céntrica de la probeta, lo que en consecuencia muestra el
cambio de morfología que se produce de una zona a otra. Estos modos de fractura se
pudieron estudiar a través de microscopia electrónica, permitiendo entender las
características morfológicas de las aleaciones tratadas y que dieron origen a este
proyecto.
6. CONCLUSIONES
El efecto del refinamiento de grano no fue lo suficientemente grande como se esperaba,
por el contrario, este tuvo un efecto incipiente sobre las aleaciones producidas, este
comportamiento se debe a la presencia de oxígeno en el Cu, lo que generó oxidación en
el Zr, lo que en consecuencia produjo que solo una fracción pequeña del refinador tuviera
efecto sobre el fundido y que se genera refinamiento durante el inicio de la solidificación.
A pesar de ello el efecto de refinamiento se considera positivo.
Los análisis de microscopia óptica permitieron determinar la presencia de óxidos de cobre
en la materia prima utilizada para la producción de las aleaciones, confirmando esto los
argumentos esgrimidos relacionados con la baja inoculación obtenida que se vio reflejado
en el refinamiento incipiente de grano.
El efecto del refinamiento de grano como se describió a lo largo del proyecto es producto
de dos factores: a) subenfriamiento constitucional dado por la segregación de los
elementos de aleación, b) restricción del crecimiento dendrítico producido por la
inoculación de Zr al baño fundido.
Se obtuvo un refinamiento de grano en la aleación Cu8Sn0,16Zr producto de la restricción
al crecimiento dendrítico, dada por el Zr que crea mayores zonas de nucleación efectiva
durante la solidificación de la fase Cu-α.
Se determinó que la estructura formada durante la solidificación de los sistemas de
aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr corresponde a una estructura columnar dendrítica.
Los ensayos de tensión realizados permitieron determinar que tanto la resistencia última
a la tensión, el límite de cedencia, el módulo elástico, el esfuerzo de rotura, el
alargamiento de rotura (medida de ductilidad) y el endurecimiento por deformación
presentaron valores más altos en las probetas ensayadas de la sección inferior del
modelo producido, este patrón es repetitivo a lo largo de todos los ensayos tensiles
realizados y se manifiesta en ambos sistemas de aleación. Además de eso se determinó
que las probetas con Zr presentan mejores propiedades en comparación con las que no
50
tienen, esto se mantiene tanto para piezas de sección inferior, así como para las de la
sección superior.
Se establece que la geometría del modelo producido da pie para confirmar que para
estudios posteriores las piezas a ensayar deben ser las de las secciones inferiores, ya
que se nota tanto la influencia del tamaño de grano, así como el de ser las primeras
secciones en solidificar.
Los ensayos de dureza Brinell arrojaron valores similares en ambas aleaciones, tanto en
sentido longitudinal, así como transversal, esto se debe a que los tamaños de grano son
similares al diámetro del penetrador usado, por lo que las mediciones solo se hacen sobre
un grano o lo sumo dos, por lo que no hay una variación significativa en las mediciones
realizadas, igualmente se determina que hay una distribución bastante homogénea de
los granos en toda la geometría de la pieza.
Los análisis fractográficos realizados permitieron determinar que las aleaciones Cu8Sn y
Cu8Sn0,16Zr presentaron a nivel macroscópico fractura de copa y cono, a nivel
microscópico se identificaron dos modos de fractura, fractura por desprendimiento
dendrítico y fractura por coalescencia de micro cavidades, ambos modos son propios de
las aleaciones dúctiles.
Comentario final
La finalidad de este proyecto fue establecer un proceso de producción de bronces
fosforados con estructura de grano refinada. Lo realizado acá es una extrapolación de un
proceso realizado por el profesor Juan Marcelo Rojas en Brasil, los resultados obtenidos
sirven de insumo para posteriores investigaciones y sirven como base para limitar errores
de proceso y lograr resultados mucho mejores conforme se sigan desarrollando más
proyectos.
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