INSTITUTO POLITECNICO NACIONAL

CENTRO DE INVESTIGACIÓN EN CIENCIA APLICADA Y TECNOLOGÍA AVANZADA

UNIDAD QUERETARO

POSGRADO EN TECNOLOGÍA AVANZADA

ESTUDIO DE AGRIETAMIENTO EN ALAMBRE DE BRONCE FOSFORADO OBTENIDO POR COLADA CONTINUA.

Tesis que presenta para obtener el grado de Maestría en Tecnología Avanzada

Luis Enrique Ruiz Sandoval De la Rosa

Director:

Dr. Gonzalo Alonso Ramos López

Dr. Javier Arturo Montes de Oca Valero

Querétaro, Qro., Enero de 2006

RESUMEN

El alambre de bronce fosforado tipo C51000 obtenido mediante el proceso de colada continua y que se emplea para la fabricación de alambre industrial presenta problemas de agrietamiento durante el “trefilado” en frío.

En el presente trabajo se presenta la caracterización de este tipo de defecto y se analiza su conexión con la segregación de estaño en el material y la microestructura del mismo. Se estudian la influencia de los diferentes parámetros de proceso de la colada continua sobre la microestructura y la formación de grietas.

Se concluye que el empleo de un refinador de grano y la variación de velocidad de la colada son los parámetros de proceso que más influyen sobre las propiedades del bronce fosforado y la formación de grietas.

i

ABSTRACT

Phosphorated bronze rod C51000, made in continuous casting, intended for the

manufacture of industrial wire, shows cracking problems during the cold drawing step.

The present study characterizes this type of defect and analyzes its connection to the microstructure and the segregation of tin. The influence of different continuous casting process parameters on the microstructure and cracking is also studied.

The use of a grain refiner and the casting speed are the process parameters with the largest influence on the properties of phosphorated bronze and the formation of cracks.

ii

INDICE

RESUMEN i

ABSTRACT ii

INDICE iii

LISTA DE FIGURAS v

LISTA DE TABLAS ix

I. INTRODUCCION Y MOTIVACION 1

II. ANTECEDENTES

2.1. Cobre y sus aleaciones 4 2.2. Aleaciones de Cobre deformables 4 2.3. Bronces al Estaño C5XXXX 4 2.4. Efecto del Estaño 5 2.5. Efecto del Fósforo 7 2.6. Características de la aleación de Cobre C51000 7 2.7. Fusión de Bronce C51000 8 2.8. Tratamiento del metal durante la fusión 9 2.9. Colada continua de bronce 11 2.9.1. Modo de transferencia de calor a lo largo del molde 13 2.10. Diagrama de Fases Cobre-Estaño 15 2.11. Diagrama de Fases Cobre-Estaño-Fósforo 17 2.12. Principios de Solidificación de los metales 18 2.13. Segregación 25 2.14. Estudios relacionados con solidificación de bronce 26

III. METODOLOGÍA EXPERIMENTAL

3.1. Caracterización Metalográfica 34 3.1.1 Selección de Muestras 34 3.1.2. Preparación de Probetas metalográficas 34 3.1.3. Análisis Macroestructural 35 3.1.4. Análisis Microestructural 36 3.1.5. Microscopía electrónica de Barrido 36 3.2. Pruebas Mecánicas 37 3.3. Diseño Experimental 37 3.4. Determinación del perfil de solidificación 38 3.4.1. Efecto de las variables principales 39 3.4.2. Pruebas dinámicas 39

IV. RESULTADOS Y DISCUSION

4.1. Caracterización del Defecto 40

iii

4.1.1. Estructura de Colada 40 4.1.2 Agrietamiento en alambre 42 4.2 Parámetros de influencia en colada continua 44 4.2.1. Análisis de la Macroestructura 45 4.2.1.1. Efecto de la temperatura de colada 47 4.2.1.2. Efecto de la carrera 47 4.2.1.3. Efecto de la velocidad de extracción 48 4.2.2. Análisis microestructural diseño de pruebas 48 4.2.3. Propiedades mecánicas diseño de pruebas 54 4.2.3.1. Efecto de la temperatura de colada 55 4.2.3.2. Efecto de la carrera 57 4.2.3.3. Efecto de la velocidad de extracción 57 4.3 Efecto de la velocidad de extracción 58 4.3.1. Análisis Metalográfico pruebas A-10 y B-10 58 4.3.2. Propiedades mecánicas pruebas A-10 y B-10 61 4.4 Efecto de Refinador de Grano 63 4.4.1. Análisis Metalográfico pruebas AR-10 y BR-10 63 4.4.2. Propiedades mecánicas pruebas AR-10 y BR-10 67 4.5. Determinación del perfil de Solidificación 68 4.5.1. Efecto de las variables 68 4.5.1.1. Análisis metalográfico 68 4.5.1.2. Propiedades mecánicas 74 4.5.1.3. Gráficas de perfiles de temperatura obtenidos 75

V. CONCLUSIONES 81

VII. BIBLIOGRAFÍA 82

iv

LISTA DE FIGURAS

Figura No. Descripción Página

1 Aspecto típico del agrietamiento en alambre de bronce fosforado C51000 para uso industrial.

1

2 Etapas del proceso de manufactura del alambre de bronce. 2

3 Efecto del contenido de soluto en el esfuerzo de corte resuelto a 20°C en soluciones diluidas base Cobre 6

4 Comparación del efecto del Zn y Sn en la dureza de soluciones sólidas binarias. 6

5 Solubilidad de Hidrógeno en Cobre y en aleaciones Cobre-Estaño en función de la temperatura. 10

6 Modos de colada continúa con el ensamble de la coquilla inmersa en el crisol. 12

7 Ensamble molde y sistema de enfriamiento para obtener redondos de diámetro pequeño. 13

8 Limite de transferencia de calor en la coquilla ó molde de grafito. 14 9 Diagrama de fases Cobre-Estaño. 15 10 Sección del diagrama de fases Cobre-Estaño en la región de

aleaciones industriales. 16

11 Sección vertical del diagrama de fases Cobre-Estaño-Fósforo con 5% de Estaño.

17

12 Señal de termopar de un metal puro solidificando en un molde. 18 13 Solidificación de una colada convencional. 19 14 Desarrollo de una cavidad por contracción en una pieza colada.

(a) Líquido. (b) Líquido + sólido. (c) Líquido + sólido. (d) Sólido. 20

15 Diagrama de fases simplificado, mostrando las posiciones de las temperaturas de liquidus, solidus y eutéctica, y la región

pastosa.

21

16 Crecimiento dendrítico en los granos columnares de una pieza colada. Una formación dendrítica es usualmente caracterizada en

términos del espaciamiento primario (λ1) y del espaciamiento secundario (brazo dendrítico λ2).

22

17 Estructura de solidificación de un lingote. (a) Inicio de la colada, (b) después de la formación de granos columnares.

23

18 Ilustración esquemática del efecto de la relación de la velocidad de nucleación (N) con la velocidad de crecimiento (G) en el

tamaño de grano final.

24

19 Horno de colada continua vertical utilizado por Pieshe.] 27 20 Gradiente de temperatura a lo largo de la colada. La

temperatura fue tomada a intervalos de 1 minuto y a distancias de 1 cm.

28

21 Comparación de las técnicas de colada “Direct Chill” y “Electromagnetic containment casting”

29

v

Figura No. Descripción Página

22 Comparación de espaciamiento interdendrítico secundario en lingote de bronce C51000 producido por las técnicas de colada

DCC y EMC.]

29

23 Comparación de segregación inversa en lingote de bronce C51000 producido por las técnicas de colada DCC y EMC.

30

24 Esquema del sistema de colada horizontal “twin roll”. 31 25 Porcentaje de Estaño contra distancia desde la pared interna de

la pieza fundida, a diferentes temperaturas de colada. 31

26 Espaciamiento interdendrítico secundario (DAS) contra distancia desde la pared interna de la pieza fundida, a diferentes

temperaturas de colada.

32

27 Espaciamiento interdendrítico secundario (DAS) contra distancia desde la pared interna de la pieza fundida, a diferentes flujos de

agua de enfriamiento del molde.

32

28 Horno de inducción con equipo para colada continua 38 29 Diagrama de la coquilla instrumentada con 20 termopares calibre

24 AWG para determinar perfil de solidificación. 39

30 Microestructura de alambrón de bronce C51000 exhibiendo una estructura dendrítica y la segregación de soluto.100X, ataque

solución acuosa de hidróxido de amonio+cloruro férrico.

40

31 Detalle de zona congelada de alambrón de bronce C51000 presentando deformación localizada y segregaciones..

41

32 Detalle microestructura de bronce C51000 presentando: (a) en el borde agrietamientos con segregación en su interior;(b) en la zona central se observa la estructura dendrítica y una segunda

fase rica en Estaño

41

33 Metalografía de alambre con agrietamientos. (a) el agrietamiento corre por los límites de grano. 50X.(b)

43

34 Fotomicrografía con electrones secundarios y el espectro resultante a la partícula observada en el interior de la grieta.

43

35 Distribución de las diferentes pruebas en función de la Velocidad de Colada y Carrera

44

36 Macroestructuras obtenidas, pruebas C y H, inicio y final. Ambas muestras presentan granos columnares en dirección radial y se

aprecia un refinamiento de la estructura en las muestras correspondientes a final. Sección transversal.

45

37 Macroestructuras obtenidas, pruebas E y F, inicio y final. Las muestras presentan en los inicios granos grandes que se refinan en las muestras finales, siendo más marcada esta situación en la

muestra E final.

46

38 Microestructura prueba A en tres zonas y para las muestras de inicio y final. Las microestructuras correspondientes a inicio

exhiben un arreglo dendrítico más cerrado y alineado, y en el final se observan dendritas más aisladas y sin un arreglo

uniforme. Sección longitudinal. .

49

vi

Figura No. Descripción Página

39 Microestructura prueba B en tres zonas y para las muestras de inicio y final. Las microestructuras correspondientes a inicio y

final exhiben un arreglo dendrítico similar. Sección longitudinal.

50

40 Microestructura prueba G en tres zonas y para las muestras de inicio y final. La microestructura correspondientes al inicio exhiben un arreglo dendrítico bien definido y en el caso del

borde 1 final, las dendritas están muy aisladas y son de mayor tamaño. Sección longitudinal.

51

41 Representación gráfica de la variación del espaciamiento interdendrítico secundario para las diferentes pruebas (A a la H)

entre el inicio y el final del alambrón.

53

42 Representación gráfica de la variación de la elongación observada para las diferentes pruebas (A a la H) al inicio y el

final del alambrón.

55

43 Representación gráfica de la variación de la reducción de area observada para las diferentes pruebas (A a la H) al inicio y el

final del alambrón.

56

44 Macroestructura pruebas A-10 y B-10. La muestra B-10 presenta grandes granos columnares que se refinan en la muestra

correspondiente a final.

59

45 Microestructura pruebas A-10 y B-10. El arreglo dendrítico de la muestra A-10 presenta segregación generalizada y en las

muestras B-10 se observan partículas aisladas.

60

46 Macroestructura pruebas AR-10 y BR-10. La muestra B-10 exhibe grandes granos que se refinan en la muestra

correspondiente a final, llegando a presentar una estructura similar a la de AR-10 final.

64

47 Microestructura pruebas AR-10 y BR-10. Ambas muestras presentan un arreglo dendrítico similar. Sección longitudinal.

200X. Ataque solución acuosa de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

65

48 Macroestructura pruebas PS-1, PS-2, PS-3 y PS-4. La prueba PS-1 exhibe un tamaño de grano ligeramente mayor con respecto

las demás.

69

49 Macroestructura pruebas PS-5, PS-6, PS-7 y PS-8. Las muestras exhiben una estructura de solidificación similar, presentando la

prueba PS-7 granos columnares bien definidos.

70

50 Microestructura pruebas PS-1, PS-2, PS-3 y PS-4. Las fotografías corresponden a la región central de cada muestra.

72

51 Microestructura pruebas PS-5, PS-6, PS-7 y PS-8. Las fotografías corresponden a la región central de cada muestra. Sección

longitudinal, 200X. Atacadas con solución acuosa de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

73

52 Perfil de Solidificación obtenido en PS-1, mostrando el punto de solidificación a 67 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

76

vii

Figura No. Descripción Página

53 Perfil de Solidificación obtenido en PS-2, mostrando el punto de solidificación a 40 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

76

54 Perfil de Solidificación obtenido en PS-3, mostrando el punto de solidificación a 73 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

77

55 Perfil de Solidificación obtenido en PS-4, mostrando el punto de solidificación a 55 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

77

56 Perfil de Solidificación obtenido en PS-5, mostrando el punto de solidificación a 64 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

78

57 Perfil de Solidificación obtenido en PS-6, mostrando el punto de solidificación a 40.5 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

78

58 Perfil de Solidificación obtenido en PS-7, mostrando el punto de solidificación a 76 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

79

59 Perfil de Solidificación obtenido en PS-8, mostrando el punto de solidificación a 52 mm. La temperatura fue tomada a intervalos

de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

79

viii

LISTA DE TABLAS

Tabla No. Descripción Página

1 Diferencia porcentual de diámetros atómicos entre Cobre y diferentes solutos y Solubilidad de los mismos en Cobre

5

2 Propiedades mecánicas típicas alambre C51000 8 3 Diseño de pruebas en máquina de colada continua de

bronce C51000 44

4 Espaciamiento interdendrítico en diseño de pruebas 52 5 Propiedades Mecánicas en diseño de pruebas. 54 6 Pruebas evaluando la velocidad de extracción 58 7 Espaciamiento interdendrítico en pruebas A-10 y B-10 61 8 Propiedades mecánicas obtenidas en pruebas A-10 y B-10 61 9 Diseño de pruebas empleando refinador de grano 63 10 Espaciamiento interdendrítico en pruebas AR-10 y BR-10 66 11 Propiedades mecánicas obtenidas en pruebas AR-10 y

BR-10 67

12 Pruebas para determinar el frente de solidificación 68 13 Espaciamiento interdendrítico en pruebas perfil de

solidificación 71

14 Velocidades de enfriamiento en pruebas de frente de solidificación

74

15 Propiedades mecánicas pruebas perfil de solidificación 75 16 Punto de solidificación obtenido por efecto de las

variables 80

ix

1/83

I. Introducción y Motivación

En alambrón de bronce fosforado C51000 obtenido por colada continua, y destinados a la fabricación de alambre para uso industrial, se detectaron problemas de agrietamientos durante su trefilado. La figura 1 muestra la apariencia del defecto en el alambre, el cual se presenta generalmente como una serie de agrietamientos en el sentido de estirado y en ocasiones provoca la fractura completa del alambre.

Figura 1 – Aspecto típico del agrietamiento en alambre de bronce C51000 para uso industrial (Cada barra de la regla indica 1 mm).

La figura 2 muestra el diagrama de flujo de los diferentes procesos que intervienen en la manufactura del alambre de bronce, y que se describen brevemente a continuación:

Colada: El proceso de colada se lleva a cabo mediante colada continua en un horno de inducción de 500 kg, el cual posee doce coquillas de grafito, seis en cada lado y un mecanismo de extracción del alambrón por lado. Previo a la colada, el metal es fundido y preparado en estado líquido (limpieza y desgasificado) en un horno de inducción de 850 Kg., de donde es vaciado y filtrado el bronce fundido hacia el horno para colada continua. El alambrón resultante tiene una sección transversal de 12 mm de diámetro.

1 mm

2/83

Homogeneizado: Para destruir la estructura de colada y distribuir el Estaño, el alambrón es homogeneizado en hornos de gas y enfriado al aire.

Laminación en frío: El alambrón es laminado a temperatura ambiente mediante seis pasos de laminación para reducir el espesor y obtener un alambre de 8 mm de diámetro.

Recocidos Intermedios: Después de cada deformación en frío se efectúan recocidos a temperaturas que oscilan entre los 400 y 600°C en hornos de gas con convección forzada.

Trefilado: El alambre es estirado en frío mediante dados con núcleo de carburo de tungsteno hasta obtener el calibre deseado 2.6 mm de diámetro.

Decapado químico: El rollo de alambre ya recocido, es introducido en tinas con agua oxigenada para eliminar el óxido superficial provocado por la temperatura de recocido.

Recocido final: El rollo de alambre en carretes pequeños es recocido en horno de gas con convección forzada, con atmósfera protectora para evitar la oxidación.

Embobinado: el alambre de bronce se coloca en carretes nuevos a diferentes longitudes y pesos de acuerdo a requisitos de cada cliente.

Figura 2 – Etapas del proceso de manufactura del alambre de bronce

FUNDICION CONTINUA

HOMOGENEI- ZADO

LAMINACIÓN

RECOCIDO

TREFILADO

RECOCIDO

TREFILADO

RECOCIDO

TREFILADO

RECOCIDO DECAPADO QUIMICO

TREFILADO

RECOCIDO FINAL

EMBOBINADO

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Las grietas se detectan en ocasiones desde la fundición, aunque se vuelven evidentes después de la primera etapa de trefilado, en general con el aspecto de la figura 1; su aparición en producto defectivo es intermitente y no es posible identificar un patrón que señale lotes específicos de producción bajo ciertas condiciones.

En ocasiones las mermas llegan a ser mayores al 40%, afectando la cartera de clientes del alambre, perdiéndose clientes importantes por un producto de calidad dudosa y desempeño deficiente durante sus aplicaciones industriales. El diferencial de ventas debido a mala calidad del alambre puede llegar a sumar varios millones de pesos al año.

En un estudio preliminar se llevó a cabo la caracterización del defecto para identificar sus causas, encontrándose un incremento de Estaño en la zona de los defectos. También se observó que en ocasiones la región superficial del alambrón a la salida de la coquilla de enfriamiento mostraba “rompimiento de la piel” que hacía pensar en un mecanismo de propagación de fallas.

Para realizar un estudio completo es necesario partir desde el proceso de fundición, realizando un diseño de experimentos que permita poner de manifiesto el problema y también elegir las condiciones de proceso que permitan minimizar los efectos adversos que propicien la formación de grietas o deterioren las propiedades mecánicas del material.

El objetivo del presente trabajo es caracterizar los defectos identificados, estudiar la relación entre la microestructura y las grietas y estudiar los diferentes factores de influencia del proceso de fundición de bronce C51000 por colada continua que puedan contribuir a la formación de grietas, a fin de reducir la incidencia de defectos debidos a este mecanismo y definir las mejoras de proceso necesarias para conseguir su eliminación.

4/83

II. Antecedentes. 2.1. Cobre y sus aleaciones.

El Cobre y las aleaciones de cobre constituyen uno de los mayores grupos de metales comerciales. Son comúnmente utilizados por su excelente conductividad térmica y eléctrica, sobresaliente resistencia a la corrosión, facilidad de fabricación y buena resistencia mecánica[1]. Además son no magnéticos, tienen un color atractivo y pueden ser soldables por varios métodos.

2.2. Aleaciones de Cobre deformables

Las aleaciones de Cobre se dividen en dos grandes grupos: aleaciones para fundición y las aleaciones deformables, siendo ésta nomenclatura de acuerdo a un sistema de designaciones administrado por la Asociación de Desarrollo de Cobre (CDA: Copper Development Association)[2]. En este sistema, se han aplicado números del C100 al C799 para designar aleaciones deformables, y números del C800 al C999 para aleaciones de fundición. Igualmente se puede utilizar la nomenclatura de acuerdo a UNS (Unified Numbering System)[3], bajo este sistema, la identificación está formada por un código de cinco números precedidos por la letra “C” (de Cobre) y los cinco dígitos se basan en la nomenclatura de CDA más una extensión de dos dígitos).

Las aleaciones deformables son las que pueden ser sujetas a deformación plástica por procesos mecánicos en caliente y en frío, tales como laminación, extrusión, y trefilado, ya sea individualmente o combinados, con la finalidad de transformar un lingote de colada en un producto determinado)[4].

Cómo el cobre y la mayoría de sus aleaciones constituyen fases homogéneas únicas, no son susceptibles a tratamiento térmico, su resistencia sólo puede alterarse por deformación en frío.

Los cambios microestructurales asociados con el trabajo mecánico son empleados para el control de las propiedades y características del producto resultante.

2.3. Bronces al Estaño C5XXXX

Originalmente el nombre “bronce” fue reservado para las aleaciones cobre-estaño. Lo más importante de las aleaciones cobre-estaño es que son desoxidadas con Fósforo durante sus procesos de refinación, por ésta razón, han tomado el popular nombre de “bronces fosforados”[1]. El rango usual de contenido de fósforo está entre 0.01 y 0.5% y el Estaño entre 1 y 11%.

Los bronces fosforados se caracterizan por resistencia, trabajo en frío, alta resistencia a la corrosión, bajo coeficiente de fricción, no son susceptibles a sufrir corrosión bajo esfuerzos y su típico color bronce. Se utilizan ampliamente para diafragmas, fuelles, arandelas de sujeción, seguros, bujes, alambres y resortes[1].

5/83

2.4. Efecto del Estaño.

La tabla 1 muestra que el Estaño es un soluto que posee una gran diferencia de radio atómico y razonablemente alta solubilidad, por lo que la solución sólida Cobre-Estaño presenta bastante resistencia[5]. De hecho, las soluciones sólidas Cu-Sn son considerablemente más resistentes que las aleaciones Cu-Zn aún en soluciones diluidas (figura 3)[5].

La figura 4 muestra que una aleación Cu-8Sn es más dura que una aleación Cu-30Zn. Sin embargo, en la misma figura se muestra que la elongación decrece con el incremento en el contenido de Estaño. Aunque la aleación Cu-8Sn es bastante dúctil, esta no posee la misma trabajabilidad que la aleación Cu-30Zn[5].

Tabla 1 – Diferencia porcentual de diámetros atómicos entre Cobre y diferentes solutos y Solubilidad de los mismos en Cobre. [5]

Soluto Diferencia en tamaño de diámetro atómico,

% (dCu-dM)/dCu

Solubilidad en Cobre % Peso

Oxígeno +113 0

Berilio + 14 2

Aluminio - 11 9

Silicio + 9 5

Fósforo + 70 2

Níquel + 2 100

Zinc - 4 39

Arsénico + 2 8

Plata - 11 8

Cadmio - 14 3

Estaño -15 15

Antimonio - 12 11

Oro - 11 100

Bismuto - 18 0

Plomo - 27 0

6/83

Figura 3. Efecto del contenido de soluto en el esfuerzo de corte resuelto a 20°C

en soluciones diluidas base Cobre.[5]

Figura 4. Comparación del efecto del Zn y Sn en la dureza de soluciones sólidas

binarias. El Sn tiene mayor endurecimiento por solución sólida que el Zn, pero su elongación decrece; por esto las aleaciones Cu-Sn no son tan fácilmente fabricadas como las aleaciones Cu-Zn.[5]

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2.5. Efecto del Fósforo

En la mayoría de las aleaciones Cobre-Estaño el Fósforo es adicionado. El Fósforo es un fuerte desoxidante, incrementa la fluidez y produce una aleación con un incremento en la resistencia tensil y al desgaste.

La cantidad de Fósforo residual puede variar desde trazas hasta cerca de 0.35% ó cantidades superiores en algunos grados especiales. El exceso de Fósforo, el cual existe en solución sólida, materialmente incrementa la dureza y la resistencia de la aleación, pero no afecta la ductilidad ni la conductividad eléctrica[6]. El Fósforo mejora la tenacidad, las propiedades a temperaturas elevadas y la resistencia a la corrosión. En cantidades mayores al 1% el fósforo causa excesiva fragilidad y perjudica la apariencia de la superficie, pero proporciona un buen comportamiento al desgaste, como es evidente el uso de bronces con alto fósforo para engranes y otras partes de maquinaria sujetas a desgaste.

2.6. Características de la aleación de Cobre C51000

La aleación C51000[7], pertenece a la familia 5XXXX de Bronces fosforados con muchas aplicaciones, sus usos típicos son candados, discos de clutch, diafragmas, tornillos, resortes, clips de fusibles, alambres para cepillos, pines electrónicos, maquinaria textil, etc. Posee baja conductividad eléctrica, altas propiedades mecánicas y excelente formabilidad. Se puede incrementar su resistencia mecánica mediante endurecimiento por deformación.

Las características físicas y químicas de la aleación C51000 se indican a continuación:

Composición química:

Elemento % Peso

Cu 93.6 – 95.6 Sn 4.2 – 5.8 P 0.03 – 0.35 Pb 0.05 max Fe 0.10 max Zn 0.30 max

Densidad: 8.86 g/cm3 a 20 ºC

Propiedades térmicas:

Temperatura de Líquidus: 1060 ºC Temperatura de Sólidus: 975 ºC Calor específico: 380 J/Kg · K Conductividad térmica: 84 W/m · K a 20 ºC

8/83

Propiedades Eléctricas:

Conductividad eléctrica 20 ºC: 20% IACS Resistividad eléctrica 20 ºC: 87 nΩ·m

Características de Fabricación:

Maquinabilidad: 20% respecto al material C36000 (latón de maquinado libre)

Temperatura de Recocido: 475 a 675 ºC Propiedades mecánicas para alambre:

Tabla 2 – Propiedades mecánicas típicas alambre C51000[7]

Temple Esfuerzo máximo

(Ksi) Esfuerzo de

cedencia –(ksi)Alargamiento

(%)

H01 68 60 24

H02 85 80 8

H04 110 N/D 5

H06 130 N/D 3

H08 140 N/D 2

Módulo Elástico: Tensión, 16 x 106 psi; Corte, 6 x 106 psi

2.7. Fusión de Bronce C51000 El Bronce se funde para la obtención de alambrón por colada continua para su

subsecuente procesamiento. Los componentes de la carga pueden contener óxidos y otras inclusiones nocivas para el producto. Mediante una cuidadosa fusión, tratamiento y manejo durante la vaciada, el contenido de óxidos puede ser reducido y el contenido de gas ajustado para conseguir un metal de buena calidad. Los aleantes necesarios son agregados al metal líquido para producir coladas de la composición y calidad deseada.

Los hornos empleados para la fusión de los bronces son del tipo eléctrico de inducción sin núcleo, con una capacidad típica de 850 kilogramos, y en el caso del horno holding para colada continua se tiene una capacidad de trabajo de 300 kilogramos, ya que el nivel de las coquillas es de 500 kilogramos.

En el horno de inducción[8], el calor es generado en la carga metálica por corrientes inducidas resultantes de un campo electromagnético establecido en el horno por una bobina rodeando el horno. Este campo electromagnético no sólo causa que la carga se

9/83

caliente, también ejerce una fuerza en el metal fundido que provoca una agitación del baño metálico, asegurando una excelente mezcla de los componentes metálicos.

Cuando la corriente alterna es aplicada la bobina de inducción, esto produce un campo magnético, el cual genera un flujo de corriente a través del material cargado, calentándolo y finalmente fundiéndolo. La cantidad de energía absorbida por la carga depende de la intensidad del campo magnético, la resistividad eléctrica de la carga y la frecuencia de operación.

Un segundo campo magnético es creado por la corriente inducida en la carga. Debido a que estos dos campos siempre están en direcciones opuestas, ellos crean una fuerza mecánica que es perpendicular a las líneas de flujo y causan el movimiento del metal, ó agitación, cuando la carga es líquida. Es ésta agitación la que permite una excelente aleación y absorción de la carga y ayuda en producir una fundición química- y térmicamente homogénea.

2.8. Tratamiento del metal durante la fusión

Desgasificado Durante la fusión y colada del cobre, la absorción de gas hidrógeno puede ocurrir

por la abundante solubilidad de hidrógeno en el cobre líquido[8]. La solubilidad en términos de centímetros cúbicos de H2 por cada 100 g de metal para Cobre puro y aleaciones Cobre-Estaño, se muestra en la figura 5 (1 cm3/100g = 0.9 ppm). El Estaño en el Cobre disminuye la solubilidad de Hidrógeno, por ejemplo, en una aleación 50Sn-50Cu a 1200°C, la solubilidad de Hidrógeno es sólo de 1 ppm comparada con 6.5 ppm para Cobre puro, como se muestra en la Figura 5.

El tipo y cantidad de gas absorbido por el metal fundido y su retención en la pieza fundida dependerá de un número de condiciones, como son la temperatura de fusión, la materia prima, la atmósfera de la fundición, las condiciones de vaciado, etc.

El Hidrógeno puede entrar en el cobre directamente del Hidrógeno de la atmósfera, pero más comúnmente esta introducción se lleva a cabo de acuerdo a las reacciones siguientes:

HOCuOHCu 22 22 +=+

HOOH 22 +=

Las ecuaciones anteriores son favorecidas en el Cobre con bajo contenido de Oxígeno. Si el Cobre posee altas concentraciones de elementos con óxidos más estables que el óxido cuproso, cómo lo es el Estaño, el elemento aleante puede reaccionar para liberar el Hidrógeno en solución, como se indica en la reacción siguiente:

HSnOOHSn 22 +=+

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Figura 5. Solubilidad de Hidrógeno en Cobre y en aleaciones Cobre-Estaño en

función de la temperatura (ρH2 = 1 atm).[8]

La principal causa de porosidad en piezas fundidas de Cobre resulta de la evolución de Hidrógeno ó vapor de agua durante la solidificación.

Los niveles de Hidrógeno pueden ser reducidos en el cobre líquido por varios métodos para desgasificar:

Desgasificado con pastillas. Quizá el método más común en fundición sea el desgasificado con pastillas de carbonato de calcio (CaCO3), el cual libera CO2 como gas colector en el metal fundido, el cual atrapa el gas Hidrógeno y lo llevan a la superficie para su liberación. Las pastillas también pueden contener metales refractarios ó compuestos intermetálicos fundentes como que ayudan a eliminar hidrógeno asociado a inclusiones. Para mejores resultados y una óptima eficiencia de la reacción, los fundentes deben estar encapsulados ó envueltos en el Cobre de la materia prima para el mantener el control de la aleación. Alternativamente existen disponibles ligas maestras de Cobre que contienen éstos compuestos.

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Desoxidación con Fósforo

El bronce es desoxidado con Fósforo[8], el cual se adiciona en forma de granalla de una aleación maestra de Cobre conteniendo 15% de Fósforo. El fosfuro de Cobre se agrega al baño líquido poco antes de vaciar, y reacciona con el óxido cuproso contenido en el bronce fundido resultando en una escoria líquida de fosfato de Cobre de acuerdo a la reacción siguiente:

2P + 4Cu + 7O 2Cu2O·P2O5

Teóricamente el fósforo efectivamente remueve el oxígeno, entregando este producto en forma de una escoria fácilmente separable del resto del metal fundido

Filtrado Las aleaciones de Cobre, con su especial tendencia a la oxidación, contienen

normalmente impurezas (inclusiones no metálicas) nocivas para sus propiedades físicas, mecánicas y eléctricas, y la filtración es un medio para eliminar tales impurezas sólidas.

El filtrado consiste en hacer pasar el bronce líquido a través de un mecanismo poroso (filtro) en el cual las inclusiones contenidas en la corriente de metal son atrapadas o capturadas. El material del filtro debe tener suficiente integridad para no ser destruido por el paso del metal líquido; consecuentemente, la mayoría de los medios de filtrado son materiales cerámicos en diferentes configuraciones.

2.9. Colada Continua de Bronce. La colada continua de metales no ferrosos aplicando el sistema de dado inmerso en

el metal fundido con extractor de pulsos intermitentes ha sido practicada por más de un siglo. La primer patente cubriendo colada continua vertical de metales no ferrosos fue en 1840-1843 por Sellers y Laign, y para colada horizontal mucho tiempo después por Peherson en 1914[5].

El modo de colada puede ser de modo vertical ú horizontal, la aplicación particular generalmente está dictada por el tamaño del producto y el volumen de salida.

La mayoría de las instalaciones de colada continuas en uso operan en el modo horizontal[5]. La razón principal es por logística, basado en la facilidad de manejo del producto y mayor seguridad durante la operación. Existen problemas inherentes aplicando colada horizontal opuestos a la colada vertical, principalmente relacionados al enfriamiento direccionado inducido por la gravedad; sin embargo, en la mayoría de los casos estas dificultades pueden ser resueltas.

En la figura 6 se muestra el sistema de cabeza-cerrada siendo aplicado para colada en modo vertical ú horizontal, donde la coquilla ó molde está combinado con el horno ó con el crisol de retención, y el metal líquido-sólido forma un continuo a la salida de la coquilla. En este sistema la entrada de la coquilla esta inmersa en el metal líquido.

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Figura 6. Modos de colada continúa con el ensamble de la coquilla inmersa

en el crisol. [5]

El horno es calentado por inducción ó resistencias eléctricas para mantener el metal a la temperatura de colada apropiada. El crisol puede actuar simplemente como un contenedor del metal líquido arriba de la coquilla, siendo alimentado desde un horno de fusión separado.

El crisol puede ser manufacturado con un adecuado refractario cerámico, y ensamblando una coquilla de grafito con enfriamiento por agua. Grafito de alta calidad es usado como material para la coquilla ó molde en la mayoría de las aplicaciones para metales no ferrosos, incluyendo aleaciones base cobre, oro y plata[5].

En la figura 7 se ilustra el ensamble de un sistema de enfriamiento y la coquilla, el cual consiste en un molde ó inserto de grafito firmemente acoplado a una chaqueta de enfriamiento de cobre. El agua circula a lo largo del anillo interno hacia la salida. El enfriamiento primario del metal líquido entrando en el dado es por conducción a través de la interfase entre el tubo de cobre y la pared de la coquilla de grafito. El enfriamiento secundario es promovido por las guías del inserto de grafito a lo largo de la longitud del ensamble. Para el aislamiento se utilizan discos de silicato de alúmina ó de zirconio fijados entre el enfriador de cobre y los hombros del dado de grafito, para reducir los efectos de enfriamiento en el metal líquido entrando a la coquilla.

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Figura 7. Ensamble molde y sistema de enfriamiento para obtener

“redondos” de diámetro pequeño. [5]

2.9.1 Modo de Transferencia de Calor a lo largo del molde

La figura 8 indica que la transferencia de calor puede ser aproximadamente dividida en tres secciones[5]. La sección superior (A-B), con el coeficiente de transferencia de calor entre el metal líquido y el molde de grafito, es denotado por h1. El contacto interfacial es bueno en esta área. Otra ventaja es que la diferencia de temperatura es alta entre los dos medios y de este modo la velocidad de transferencia de calor es alta. Descendiendo en el molde, en el punto B, como la temperatura cae debajo de líquidus, la solidificación inicia en la superficie del molde. Debido al calor latente (como una fuente adicional), hs es mucho más alta que h1, particularmente donde la capa de sólido es delgada y se rompe en cada ciclo. Debido a la extracción cíclica el frente de solidificación oscila alrededor de una posición media moviéndose hacia arriba ó hacia debajo de la interfase hs. Como la delgada capa solidificada se rompe, y el vacío es llenado con metal líquido, esto introduce un gradiente de temperatura muy alto.

Atravesando hs el metal es parcialmente líquido y parcialmente sólido, de tal forma que el calor especifico, el calor latente y los cambios en conductividad térmica tienen que ser considerados en concordancia con el contenido de líquido/sólido. En esta zona la conductividad térmica en el metal se incrementa debido al cambio de líquido a sólido. Como una aproximación, en la mayoría de los sistemas metálicos la conductividad térmica en el estado sólido es tomada como el doble que en el estado líquido.

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Cada vez que la capa de sólido es formada, la piel es débil por cierta distancia en la dirección de extracción y cede bajo la presión del líquido, manteniendo buen contacto con el molde. La última región, empezando en el punto C, usualmente referida como el “vacío de aire”, exhibe una mucha menor velocidad de transferencia de calor. Esto es debido al hecho de la contracción del lingote solidificado y la abertura fuera de la superficie del molde. A la salida del molde, en el punto D, el lingote puede retener una significativa cantidad de calor y en este caso puede ser enfriado por medio de “aspersión de agua”. En esta región el coeficiente de transferencia de calor hw se incrementa debido al contacto eficiente entre el refrigerante y el lingote metálico caliente.

Figura 8. Limite de transferencia de calor en la coquilla ó molde de grafito.[5]

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2.10. Diagrama de Fases Cobre-Estaño

Los diagramas de equilibrio[9], o como se les llama también diagramas de fase ó de constituyentes, son una herramienta muy importante en el estudio de las aleaciones. En resumen, tiene la forma de un mapa, definiendo las regiones de estabilidad de las diversas fases que pueden ocurrir en un sistema de aleación bajo la condición de presión constante (atmosférica). Las coordenadas de estos diagramas son la temperatura (ordenada) y la composición (abscisa). Estos diagramas no se aplican de modo directo a metales fuera de equilibrio. Un metal enfriado rápidamente desde una temperatura elevada a una temperatura baja (por ejemplo, temperatura ambiente) puede poseer fases que sean más características de la temperatura elevada que de la temperatura baja. Con el tiempo, y cómo resultado del movimiento atómico activado termalmente, el metal enfriado puede alcanzar su estado de equilibrio de baja temperatura. Si esto ocurre, cuando suceda, las relaciones de fase en el metal se conformarán al diagrama de equilibrio.

Las aleaciones Cobre-Estaño importantes desde el punto de vista industrial son los bronces comprendidos dentro de ciertos límites de contenido de Estaño. La adición de estaño al cobre resulta en la formación de una serie de soluciones sólidas. El diagrama de fases de aleaciones Cobre-Estaño es muy complejo, en la figura 9 se presenta el diagrama completo[10] y en la figura 10 se presenta una sección del diagrama que muestra el rango de aleaciones de importancia industrial[6].

Figura 9. Diagrama de fases Cobre-Estaño.[10]

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Figura 10. Sección del diagrama de fases Cobre-Estaño en la región de aleaciones industriales[6].

La adición de Estaño resulta en la formación de una serie de soluciones sólidas[1], las cuales, convencionalmente se les refiere de acuerdo al orden como el contenido de Cobre va disminuyendo como fase α, β, γ, etc.

La fase β (Cu5Sn), con una composición de 22.0 a 27.0% de Estaño, se forma como resultado de una reacción peritéctica a 798°C. A 586°C dicha fase β sufre una reacción eutectoide para formar la mezcla eutectoide (α + γ). A 520°C, la fase γ, con una composición de Estaño de 25.5 a 41.5%, también sufre una transformación eutectoide a (α + δ). La fase δ posee una composición de 32 a 33% de Estaño. El diagrama también indica la descomposición de la fase δ, la cual tiene lugar por una reacción eutectoide a 350°C, que forma (α + ε). Esta reacción es tan lenta que en las aleaciones comerciales, la fase ε (Cu3Sn) no se observa. La fase ε tiene una composición de 27.7 a 39.5% de Estaño. En condiciones reales de enfriamiento el bronce está formado por las fases α + δ. La pendiente de la línea solvus por debajo de 520°C muestra un considerable decremento en la solubilidad del Estaño en la fase α. Debido a este cambio en solubilidad, la precipitación de la fase δ o ε es tan lenta que, para propósitos prácticos, la línea solvus está indicada por la línea vertical punteada por debajo de 520°C. Por ello, los bronces al estaño lentamente enfriados que contienen menos del 7% de Estaño suelen mostrar sólo una fase: la solución α sólida. En la mayoría de las piezas fundidas que contienen arriba de 7% de estaño, hay algo de fase δ.

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La fase δ es un compuesto intermetálico Cu31Sn8 y es dura y frágil. El eutectoide α+δ esta presente como una fase azul-gris. Esta fase se emplea en bronces para cojinetes para dar mayor resistencia al desgaste.

2.11. Diagrama de Fases Cobre-Estaño-Fósforo Una sección vertical del diagrama Cu-Sn-P con 5% de Estaño es mostrada en la

figura 11[5]. El fósforo está presente como fosfuro de cobre Cu3P el cual es formado por una reacción eutéctica, apareciendo en la microestructura como una estructura tipo esqueleto con el eutectoide α + δ . El punto A está ubicado a 660°C y un contenido de Fósforo de 0.8%, el punto B a 683°C y 6.7% de Fósforo, y el punto C a 550°C y aproximadamente 0.5% de contenido de Fósforo. Recordemos que en el bronce de nuestro interés, del tipo C51000, el contenido máximo permitido de P es de 0.35%.

Figura 11. Sección vertical del diagrama de fases Cobre-Estaño-Fósforo con 5% de Estaño[5].

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2.12. Principios de Solidificación de los Metales

La solidificación y la fusión son transformaciones entre estados cristalográficos y no

cristalográficos de un metal ó aleación. Estas transformaciones de fase son de gran importancia tecnológica, por ejemplo, en el vaciado de lingotes, la colada continua, crecimiento de monocristales para semiconductores y en la solidificación de soldaduras[11].

Solidificación es la transformación de un líquido a sólido[8]. Durante este proceso, los átomos cambian de su arreglo al azar de corto alcance a ordenarse en posiciones regulares en una red cristalográfica. Al hacer esto, los átomos ceden energía en forma de calor, la cual debe ser removida por el molde. La energía que ceden los átomos es llamada “calor latente de fusión”.

Metales Puros Los metales puros dan su calor latente de fusión a una sola temperatura. Si un

metal puro es fundido y se permite que solidifique en el crisol, y un termopar es colocado en el metal fundido durante su solidificación se obtendrá una gráfica como la mostrada en figura 12[8]. La temperatura disminuye hasta que se alcanza el punto de fusión. En el punto de fusión, la temperatura permanece constante hasta que todo el metal haya completado su transformación y entregado su calor latente de fusión. Posteriormente la temperatura continúa disminuyendo hasta llegar a temperatura ambiente.

La solidificación inicia con el evento de nucleación[12]. Aunque esto es posible bajo condiciones muy controladas de enfriamiento del metal debajo de su punto de fusión (“sobreenfriamiento”), en la práctica, en metales comerciales, el sobreenfriamiento no es apreciable. Esto debido a que los metales comerciales habitualmente contienen impurezas que funcionan como agentes nucleantes[8].

Figura 12. Evolución de la temperatura de un metal puro durante el proceso de

solidificación [8].

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La mayoría de las ocasiones el agente nucleante es la pared del molde ó el molde mismo. Adicionalmente, otros agentes pueden ser deliberadamente agregados al metal fundido para controlar el evento de nucleación y el grado de sobreenfriamiento.

Debido a que el molde es más frío que el metal, la nucleación puede ocurrir sobre la superficie del molde. Cada evento de nucleación puede producir cristales individuales, o granos, los cuales pueden intentar crecer. Esta orientación al azar de los granos forma la “zona congelada”, (“chill zone”), próxima a la pared del molde. Los granos están orientados al azar con respecto al molde, esto es, el eje mayor de cada grano está orientado al azar. Como cada metal crece en una dirección cristalográfica principal, sólo los granos que estén orientados con la dirección de crecimiento, la más perpendicular a la pared del molde pueden crecer en el centro de la pieza fundida, cómo se presenta en la figura 13. Los granos en un metal puro pueden crecer hasta que invadan a otro grano.

Figura 13. Solidificación de una colada convencional. Durante el crecimiento de la zona columnar, tres regiones pueden distinguirse. Estas son: el líquido (L), el líquido más sólido (el sólido llamado “región pastosa”) y el sólido (S). [8]

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La densidad de la fase sólida es diferente a la que tenía en la fase líquida. En casi todos los metales, el sólido es más denso que el líquido. El sólido puede ocupar menor espacio que el líquido, en otras palabras, existe una reducción en volumen. Debido a que está reducción ocurre en el punto de solidificación, el déficit de volumen, es llamado cavidad de contracción. La figura 14 muestra, esquemáticamente, la formación de una cavidad de contracción, en un metal puro solidificando en un molde donde todo el calor es removido a través del molde.

Aleaciones

La solidificación de aleaciones es más compleja[13]. Las aleaciones son soluciones de uno ó más metales ó semimetales en otro metal. Como tal, solidifican sobre un rango de temperaturas. El rango de temperaturas sobre el cual solidifican se lleva a cabo bajo condiciones de equilibrio basándose en le diagrama de fases. La temperatura a la cual solidifican inicia en la llamada temperatura de líquidus, y la temperatura a la cual finaliza la solidificación en equilibrio es llamada sólidus. Este rango de temperaturas es llamado comúnmente como la “región pastosa”, debido a que el material en este rango de temperaturas es una mezcla de líquido y sólido.

Figura 14. Desarrollo de una cavidad por contracción en una pieza colada. (a) Líquido. (b) Líquido + sólido (c) Líquido + sólido. (d) Sólido. [8]

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Figura 15. Diagrama de fases simplificado, mostrando las posiciones de las temperaturas de líquidus, sólidus y eutéctica y la región pastosa. [8].

La figura 15 muestra un diagrama simplificado para un sistema de aleación binario. Todas las aleaciones comerciales poseen tres ó más componentes, como tal, su solidificación es más compleja que la de las aleaciones binarias.

Formación Dendrítica Durante la solidificación de una aleación, inestabilidades en el sólido y en el

crecimiento interfacial líquido/sólido, conducen a la formación de dendritas, como se muestra en la figura 16. Las dendritas tienen un brazo primario, que ramifica en brazos secundarios y terciarios. El espaciamiento de los brazos secundarios es proporcional a la velocidad a la cual el calor es removido de la pieza vaciada durante la solidificación.

Las aleaciones núclean igual que los metales puros, sin embargo, durante la solidificación, el movimiento del líquido puede romper dendritas y arrastrarlas dentro del líquido. Estas dendritas actúan como núcleos para más granos y multiplican el número de granos que núclean en el líquido. Por otro lado, el soluto rechazado (segregación) puede formar una región del líquido donde el punto de fusión del líquido se eleve arriba de la temperatura del baño fundido, significando que el líquido en está región está ahora más abajo del punto de fusión. Aún cuando la temperatura actual del líquido no ha cambiado, el cambio en composición resultante de una segregación produce en la aleación una composición local que posee un punto de fusión arriba que el líquido. A esto se le llama sobreenfriamiento constitucional. El resultado de estos dos mecanismos refina la estructura de grano final de la pieza fundida.

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Formación de Zonas Estructurales en el Lingote Generalmente existen tres diferentes zonas que pueden distinguirse en lingotes de

aleaciones solidificadas como se muestra en la figura 17. Estas son la zona congelada de granos equiaxiales, la zona columnar con granos alargados y la zona central de granos equiaxiales[11].

Zona Congelada

Durante el vaciado del líquido en contacto con la pared del molde, este se enfría rápidamente, baja de la temperatura de líquidus. Muchos núcleos de sólido se forman sobre la pared del molde y comienzan a crecer en el líquido (figura 16). Como las paredes del molde están calientes es posible que muchos de estos cristales solidificados se desprendan de la pared bajo la influencia de un flujo turbulento y si la temperatura de vaciado es baja el total del líquido puede rápidamente enfriarse debajo de la temperatura del líquidus y los cristales pueden crecer formando una estructura del lingote con granos equiaxiales sin granos columnares. Si la temperatura de vaciado es alta los cristales desprendidos de la zona congelada se vuelven a fundir.

Figura 16. Crecimiento dendrítico en los granos columnares de una pieza colada. Una formación dendrítica es usualmente caracterizada en términos del espaciamiento primario (λ1) y del espaciamiento secundario (brazo dendrítico λ2) [13].

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Figura 17. Estructura de solidificación de un lingote. (a) Inicio de la colada, (b) Después de la formación de granos columnares. [8]

Zona Columnar

Muy pronto después de vaciar, el gradiente de temperatura en las paredes del molde disminuye y los cristales de la zona congelada crecen dendríticamente en ciertas direcciones cristalográficas y paralelas a la dirección de flujo de calor.

Zona Equiaxial

La zona equiaxial consiste de granos equiaxiales orientados al azar, se cree que la fuente de origen de estos granos es el desprendimiento de los brazos de las dendritas en su parte más delgada produciendo sitios de nucleación para granos equiaxiales más pequeños. La convección ayuda a que existan un mayor número de núcleos provenientes de los brazos de las dendritas y se tenga un grano equiaxial fino. Sino hay convección no hay zona congelada.

La formación de granos equiaxiales ó columnares dependerá de la composición de la aleación en el gradiente térmico en la interfase líquido/sólido durante la solidificación. El gradiente térmico puede ser controlado por la velocidad de extracción del calor de la pieza vaciada ó la velocidad de enfriamiento. Aleaciones que tienen un rango amplio entre la temperatura de líquidus y sólidus solidifican con estructura mayoritaria de granos equiaxiales a velocidades de enfriamiento normal y aleaciones con pequeñas diferencias entre temperaturas sólidus y líquidus solidifican con estructuras mayoritariamente columnares. Altas velocidades de enfriamiento propician solidificación

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columnar debido a que se establece un alto gradiente térmico en la interfase líquido/sólido. Bajos gradientes térmicos propician solidificación equiaxial.

Forma y Tamaño de Grano de Colada El tamaño de grano de colada es controlado por la velocidad de nucleación, la

velocidad de crecimiento de los cristales, y de la forma de los mismos[13]. Estructuras policristalinas aparecen en coladas cuando la velocidad de nucleación es lo suficientemente alta para un gran número de nucleantes formados en el líquido antes de que el primer núcleo pueda crecer y consumir el líquido para crear un monocristal.

El proceso de nucleación y crecimiento es ilustrado en la figura 18, destacando que la nucleación continúa a lo largo del líquido remanente. El efecto de la velocidad de nucleación (N) comparado con la velocidad de crecimiento (G) puede mejorar considerando la relación N/G. Cuando N/G es alta se espera un tamaño de grano fino, y cuando N/G es bajo, se esperan tamaños de grano grandes.

En coladas, las paredes del molde y partículas sólidas insolubles, por ejemplo óxidos, sirven como superficies nucleantes. A esto se le llama nucleación heterogénea,

Figura 18. Ilustración esquemática del efecto de la relación de la velocidad de nucleación (N) con la velocidad de crecimiento (G) en el tamaño de grano final. Una baja relación N/G en (b) da un tamaño de grano grande. [13]

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y esto ocurre a mas alta velocidad que la nucleación homogénea [13]. Así inoculando el metal fundido con muy finas partículas llamadas refinadores de grano, incrementamos la velocidad de nucleación y este método reduce el tamaño de grano.

Otros factores que afectan el tamaño de los granos es la velocidad de enfriamiento[13]. Un enfriamiento rápido aparentemente da una alta relación N/G que un enfriamiento lento y lleva a afinar el tamaño de grano. También efectos mecánicos como la vibración pueden incrementar la velocidad de nucleación, conduciendo a afinar los granos, probablemente porque la vibración causa que las dendritas secundarias se desprendan y sirvan como núcleos para la formación de nuevos granos.

2.13. Segregación Dos tipos de segregación pueden distinguirse en estructuras solidificadas. Estas son

la macrosegregación, por ejemplo, cambios de composición sobre distancias comparables al tamaño de la pieza, y la microsegregación que ocurre a escala de espaciamiento dendrítico secundario[11].

Los líquidos que han solidificado para formar aleaciones industriales contienen ordinariamente, además de los elementos de soluto añadidos intencionalmente por sus efectos benéficos, muchos elementos de impureza que llegan al metal líquido por diferentes rutas. Estos elementos disueltos pueden reaccionar, con frecuencia entre ellos para formar compuestos (óxidos, silicatos, sulfuros, etc.). En muchos casos pueden ser menos densos y unirse a la escoria que flota sobre el metal líquido. Por otra parte es bastante posible que las partículas de impureza (compuestos) permanezcan en el metal líquido y formen centros de nucleación para nucleación heterogénea. El aumento en el número de centros de nucleación producirá, por supuesto, un tamaño de grano más fino en el metal solidificado[9].

Cuando solidifica una aleación, una regla más o menos general aplicable es que los elementos de soluto, presentes como elementos de aleación ó como impurezas, son más solubles en el estado líquido que en el estado sólido. Este hecho conduce usualmente a una segregación de los elementos de soluto en la pieza terminada. Hay dos maneras básicas de ver la falta de uniformidad resultante del soluto. Primero, como el líquido se vuelve progresivamente más rico en soluto, según progresa la solidificación, las concentraciones de soluto en las piezas solidificadas tienden a elevarse en aquellas regiones que solidifican al último (centro del lingote). Esta y otras fluctuaciones similares de composición de largo alcance caen en la clasificación de macrosegregación.

Macrosegregación Se refiere al cambio en la composición promedio del metal según se mueve de un

lugar a otro en el lingote[9]. La segregación de esta forma no siempre es causada por la solidificación selectiva de constituyentes de elevado punto de fusión, con frecuencia, los efectos gravitacionales son un factor en la producción de macrosegregación, en especial durante la formación de la zona equiaxial central. Los cristales que se forman libremente en el líquido tienen con frecuencia una densidad diferente de la del líquido.

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Como resultado, pueden elevarse hacia la superficie de la pieza, o asentarse hacia el fondo.

Microsegregación En las fundiciones no sólo encontramos variaciones en la composición sobre

distancias grandes (macrosegregación); también es posible tener variaciones de composición localizadas en una escala más pequeña que el tamaño del cristal[13]. Esto se llama microsegregación y es la segregación en composición asociada con la estructura celular resultante del movimiento combinado de la intercara líquido-sólido y una zona muy estrecha de sobreenfriamiento constitucional. Una forma de microsegregación mucho más frecuente, conocida por lo común como segregación dendrítica (coring), es causada por solidificación dendrítica en aleaciones[9]. Los brazos dendríticos originales, que se proyectan dentro del metal sobreenfriado, solidifican como metal de relativa pureza. En consecuencia, el líquido que rodea a estos brazos está enriquecido en solutos y normalmente, cuando este líquido solidifica, los espacios entre los brazos se vuelven regiones de elevada concentración en soluto[11].

2.14. Estudios relacionados con solidificación de bronce.

En el caso del bronce fosforado el proceso de colada continua y su problemática no está tan bien documentada como en el caso del hierro. De igual forma , los artículos científicos sobre bronce fosforado son mucho menos abundantes y relativamente antiguos. Esta circunstancia dificultó bastante el desarrollo de este trabajo en la recopilación bibliográfica.

En un artículo el autor Rudi G. Piesche[14] menciona que el mecanismo de solidificación normal de aleaciones base cobre en redondos de diámetro pequeño, obtenidos por colada continua vertical es bien conocido, debido a estudios anteriores realizados por Thomson en 1969 y por Lewis & Savage en 1956. Por lo cual, él muestra un estudio referente a defectos de colada, mostrando que la mayoría de los defectos pueden estar relacionados con la solidificación del metal e indica que las variaciones en la solidificación modifican la estructura cristalina de la pieza vaciada.

En la figura 19 se presenta el horno utilizado, obteniendo alambrón de bronce fosforado con 8% de Estaño, y 16 mm de diámetro.

Piesche indica que la solidificación normalmente ocurre en la misma posición dentro del molde ó boquilla, y que ésta posición es influenciada por sólo tres parámetros: el calentamiento en el horno, la eficiencia del enfriamiento y la velocidad de colada.

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Figura 19. Horno de colada continua vertical utilizado por Pieshe.[14]

Debido a que en la zona de la coquilla ó molde, donde solidifica el bronce, tiende a deteriorarse rápidamente, es una práctica común variar los parámetros de colada para que la solidificación ocurra en diferentes regiones del molde. Esto puede lograrse por medio de disminuir la temperatura, incrementando el enfriamiento ó reduciendo la velocidad de colada. La manipulación de los parámetros de colada, da buen acabado superficial del alambrón, pero provoca cambios en las condiciones de solidificación y en la estructura cristalina[14].

En el equipo mostrado en la figura 19, la longitud de la coquilla ó molde es de 30 centímetros. La figura 20 muestra el gradiente de temperatura ó perfil de solidificación, a través de la coquilla, para el bronce fosforado con 8% de Estaño. El punto a 11 cm corresponde a líquido a 1025°C y el punto a 14.5 cm a sólido a 875°C. La velocidad de colada utilizada fue de 25 cm/min, con una carrera de 5 mm.

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Figura 20. Gradiente de temperatura a lo largo de la colada. La temperatura fue

tomada a intervalos de 1 minuto y a distancias de 1 cm.[14]

Renschen y Lewis[15] realizaron un estudio de los efectos del método de colada en la producción de lingotes de bronce fosforado C51000 con dimensiones de 15 cm x 75 cm de sección transversal. El estudio comparó la técnica “Direct chill casting” (DCC) contra la técnica “Electromagnetic Containment casting” (EMC). En la figura 21 se presenta un esquema que compara ambas técnicas.

Los lingotes obtenidos por DCC presentan típicamente un espaciamiento interdendrítico secundario de 15-20 μm cerca de los bordes y en la región central se incrementa de 30-50 μm. De acuerdo a los autores, los lingotes de bronce obtenidos por ésta técnica, presentan en los bordes segregación inversa, que correspondería a Estaño y Fósforo. Esta segregación indican puede llegar a medir hasta 7 mm de espesor, pero típicamente se encuentran en el rango de 1-2 mm[15].

En el caso de la técnica EMC indican que se obtiene un lingote con un espaciamiento interdendrítico secundario de 12-15 μm cerca de los bordes y en la región central se obtienen valores más pequeños que con la técnica DCC, como se muestra en la figura 22. Según los autores, el lingote obtenido por la técnica EMC no presenta enriquecimiento de fases ricas de soluto en los bordes, es decir no presenta segregación inversa, como lo demuestran en la figura 24, en la cual indican que el lingote de la técnica DCC presenta una zona entre 0-2 mm del borde hacia el centro del lingote, en la cual existe un alto contenido de fases ricas en soluto, y en la región de 2-7 mm, se observa un contenido de soluto debajo de lo normal. El lingote EMC exhibe únicamente un enriquecimiento paulatino de soluto hacia la zona central, pero no exhibe una zona de bajo contenido de soluto[15].

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Figura 21. Comparación de las técnicas de colada “Direct Chill” y “Electromagnetic containment casting”.[15]

Figura 22. Comparación de espaciamiento interdendrítico secundario en lingote de bronce C51000 producido por las técnicas de colada DCC y EMC.[15]

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Figura 23. Comparación de segregación inversa en lingote de bronce C51000 producido por las técnicas de colada DCC y EMC.[15]

Hwang[16] obtuvo por una técnica de colada denominada “Twin Roll Casting” (TRC), figura 24, chapa de bronce fosforado C51910, y realizó una comparación con chapa obtenida por colada continua horizontal.

El autor indica que los lingotes obtenidos por TRC, presentan un espaciamiento interdendrítico secundario de 7 a 9 μm, medidos a 1 mm de la superficie, y que los obtenidos por colada continua horizontal, medidos de 2 a 3 mm de la superficie, de 16 a 18 μm. Con estos datos, calculó la velocidad de enfriamiento, utilizando la derivación de Essadiq[17], la cual relaciona la velocidad de enfriamiento (R en °C/s), con el espaciamiento dendrítico secundario (λ2 en μm), y se representa de la forma siguiente:

λ2 = 101· R-0.42

Hwang obtuvo para el caso de la chapa obtenida por TRC una velocidad de enfriamiento de 475°C/s, y para la chapa obtenida por colada continua 68°C/s. Con lo anterior explica que debido a la alta velocidad de enfriamiento del proceso TRC, en la microestructura encuentra un arreglo dendrítico al azar, a diferencia del proceso de colada continua tradicional, en el cual se observa la estructura dendrítica alineada hacia el centro de la chapa colada[16].

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Figura 24. Esquema del sistema de colada horizontal “twin roll”.[16]

Figura 25. Porcentaje de Estaño contra distancia desde la pared interna de la

pieza fundida, a diferentes temperaturas de colada.[18]

Un estudio efectuado por Halvaee[18] acerca del efecto de las variables del proceso en la microestructura y segregación en colada centrífuga de la aleación de bronce C92220, concluyó que incrementando la temperatura de colada se aumenta el espaciamiento interdendrítico secundario y la segregación se intensifica. Como lo muestran las figuras 25 y 26. Asimismo al incrementar el agua de enfriamiento en el molde se disminuye el espaciamiento interdendrítico secundario, como se observa en la figura 27.

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Figura 26. Espaciamiento interdendrítico secundario (DAS) contra distancia desde la pared interna de la pieza fundida, a diferentes temperaturas de colada.[18]

Figura 27. Espaciamiento interdendrítico secundario (DAS) contra distancia desde la pared interna de la pieza fundida, a diferentes flujos de agua de enfriamiento del molde.[18]

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Kumoto[19] realizó un estudio acerca de microsegregación y engrosamiento de brazos dendríticos en bronce al Estaño, encontrando para una aleación Cu-10% peso de Estaño solidificada a diferentes velocidades de enfriamiento, que el espaciamiento interdendrítico secundario λ2 decrece con el incremento de la velocidad de enfriamiento R, de acuerdo a la siguiente relación:

λ2 = 114.5 R-0.31

Donde λ2 esta dado en μm y R en K/min.

Asimismo en su estudio Kumoto concluye que un espaciamiento individual entre dos brazos secundarios es usualmente menor a ∼1.5 veces el espaciamiento promedio en la muestra.

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III. Metodología Experimental.

3.1. Caracterización Metalográfica.

La metalografía permite la observación de la macro- y microestructura de los metales. En términos generales todo estudio metalográfico conlleva una preparación de muestra y el análisis de las estructuras observadas. Las preparaciones permiten observar diferentes estructuras presentes en un mismo material. A continuación se describen brevemente las metodologías empleadas en este trabajo para la caracterización metalográfica.

3.1.1 Selección de Muestras

Para abordar el problema, es necesario conocer el material y el defecto, para lo cual, se inicia con una recolección de muestras en la línea de fabricación del alambre de bronce C51000. Esta etapa es de gran importancia. Se debe contar con una muestra representativa del material que desea examinarse metalográficamente; una selección deficiente puede llevar a interpretaciones y conclusiones erróneas.

Para la selección es necesario efectuar una inspección preliminar del alambre con presencia de agrietamientos similares a los presentados en la figura 1. Para este efecto se emplea un microscopio estereoscópico. Asimismo se recolecta alambrón de la fundición continua de bronce C51000 para conocer el material en estado de colada.

3.1.2 Preparación de Probetas Metalográficas

Realizado el muestreo se preparan las probetas cortándolas, montándolas y preparando su superficie para macroestructura y para microestructura.

a) Corte de muestras. Se realiza en nuestro caso en vía húmedo usando una cortadora marca Buehler con disco abrasivo especial para metales no ferrosos. Para realizar los cortes de aproximación se utiliza una cortadora de disco de diamante marca Buehler.

b) Montaje de probetas. Para el montaje de nuestras probetas se utiliza principalmente Lucita y Bakelita, empleando montadora Marca Buehler. En este equipo se agrega la Lucita en forma de polvo y por medio de temperatura y presión se obtiene la pastilla con la muestra encapsulada.

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c) Desbaste. Se realiza en vía húmeda empleando papel abrasivo de silicio, empezando por el grado 240 y empleando sucesivamente grados más finos: 320, 400 y 600.

d) Pulido. En esta etapa final se obtiene una superficie plana, libre de rayaduras y de apariencia especular. Esta operación se realiza empleando discos pulidores de paño, usando como medio abrasivo, sucesivamente, alúmina de 1, 0.5 y 0.03 μm de diámetro.

e) Ataque. La finalidad del ataque, logrado por la acción química de un reactivo apropiado sobre un metal o aleación, es hacer visible sus características estructurales, delineándolas con precisión y claridad. El ataque de probetas metalográficas se hace comúnmente por inmersión de ellas en el reactivo de ataque. Para efectuar el ataque químico y revelar la microestructura del bronce se utilizaron los siguientes reactivos[20]:

- 20 ml de Hidróxido de amonio, 8 ml de agua oxigenada al 3% y 20 ml de agua, por inmersión durante 1 minuto.

- Para contrastar fases con luz polarizada: 5 g de Cloruro de Fierro en 100 ml de agua, por inmersión 10 segundos.

- Para revelar estructura en alambre: 10 g de Persulfato de Amonio en agua, por inmersión 30 segundos.

3.1.3 Análisis Macroestructural

El examen de la macroestructura generalmente se realiza a 10 aumentos en un microscopio estereoscópico, y se usa para la investigación de defectos y estructuras en áreas grandes. Se utiliza para revelar estructuras de solidificación, líneas de flujo, segregaciones, distribución y tamaño de inclusiones, porosidad, defectos de lingotes, etc. Debe tenerse en cuenta que el macroataque puede exagerar considerablemente el tamaño de los defectos.

Cuando es una sección transversal de la pieza la que deba examinarse, se desbasta la superficie cortada hasta eliminar las marcas del corte, y esta condición es suficiente para macroataques severos. Sin embargo, como el macroataque requerido es muy tenue, la superficie cortada, se desbasta con lija 400 y 600.

Se utiliza como reactivo de ataque para revelar la macroestructura del bronce ácido nítrico al 50% en agua por inmersión durante 5 segundos.[20]

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3.1.4 Análisis Microestructural

El examen microscópico de un metal puede revelar características tales como tamaño de grano, segregación, tamaño-forma, distribución de fases, constituyentes o inclusiones. También puede indicar tratamientos térmicos o mecánicos recibidos previamente por la pieza.

Para la observación de las probetas metalográficas usualmente se requiere el ataque de la superficie pulida, mediante algún agente químico que permita distinguir entre diferentes fases, constituyentes, granos, etc. La observación de las probetas requiere de un microscopio óptico metalográfico, con el cual pueden utilizarse diversas técnicas para obtener determinada información específica sobre las características microestructurales de la muestra metálica. En algunos casos, la observación microscópica se realiza sobre muestras no atacadas (sólo pulidas); por ejemplo, en la determinación de porosidades, inclusiones, etc.

La técnica clásica para examinar la microestructura de un metal es con ayuda del microscopio óptico metalúrgico. Para el estudio metalográfico de las muestras de bronce, en nuestro caso, se emplea un microscopio óptico Nikon Optiphot, el cual posee una potencia de amplificación desde 50X hasta 1000X.

Para el análisis metalográfico, se usan la técnica de iluminación en Campo Claro, donde la superficie de la muestra es normal al eje óptico del microscopio y se utiliza luz blanca. Este tipo de iluminación es el más utilizado en los trabajos metalográficos.

Otra técnica empleada es la de microscopía con luz polarizada, ya que muchos metales y fases metálicas y no-metálicas son anisotrópicas ópticamente. La luz polarizada se obtiene colocando un polarizador frente a las lentes condensadoras del microscopio y colocando un analizador detrás del ocular. La luz polarizada se emplea para revelar la estructura granular y el maclado de los metales anisotrópicos y aleaciones.

3.1.5 Microscopía Electrónica de Barrido.

En nuestro caso también empleamos Microscopía Electrónica de Barrido (SEM por sus siglas en inglés) para estudiar las estructuras metalográficas. En está técnica se dirige un haz de electrones sobre la superficie de la muestra y se forma una imagen de la superficie con electrones secundarios, permitiendo obtener imágenes topográficas de la superficie analizada con muy alta resolución. En combinación con una sonda de energía dispersiva EDS (Energy Dispersive Spectroscopy) se puede analizar la composición química o variaciones de composición química en forma cualitativa o semi-cuantitativa con una resolución espacial de unas cuantas micras. En la técnica EDS se analizan los rayos-x emitidos por la muestra debido al impacto de los electrones sobre la misma. La sonda EDS se conoce también como microanálisis.

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Para el análisis microestructural de los bronces, se utiliza, en nuestro caso, un Microscopio Electrónico de Barrido marca JEOL modelo JSM-5400, en el modo de electrones secundarios. La composición química de los elementos asociados con la segregación, se determina con un sistema de microanálisis EDS marca Noran con un software Voyager.

3.2 Pruebas Mecánicas

Para conocer las propiedades mecánicas se emplean máquina de pruebas universales, en las que una probeta es, por ejemplo, estirada hasta su fractura. En nuestro caso se efectúan ensayes de tracción en los cuales se determina carga máxima, resistencia máxima a tensión, elongación y reducción en área. Para este efecto se emplea una máquina electromecánica marca MTS modelo Sintech 65/G con celda de carga de 300kN, a temperatura ambiente. Las condiciones de los ensayes de acuerdo a ASTM E8[21], son velocidad de cabezal de 120 mm por minuto y distancia entre mordazas de 250 mm.

3.3. Diseño Experimental.

A fin de poder establecer la influencia de los parámetros de proceso sobre la predisposición de formar grietas se diseñaron experimentos variando las condiciones de proceso a partir de las condiciones de proceso habituales, que son: temperatura 1147ºC, Velocidad de Colada 23 cm/min y carrera de 7 mm.

Para este efecto se realizo un diseño experimental empleando un modelo factorial 2k, obteniéndose 8 experimentos con diferentes niveles alto y bajo. Los parámetros elegidos fueron: temperatura de colada (1112°C y 1159°C), velocidad de extracción (20 y 30 cm/min) y carrera (5.5 y 8.0 mm).

Hay parámetros que se pueden variar en forma simultánea, ya que de la máquina de colada continua se extraen continuamente doce hilos de 12 mm de diámetro cada uno, seis por cada lado del horno (figura 28). Esto permite en una misma corrida obtener dos experimentos variando velocidad de colada y carrera, ya que la temperatura es la misma para los doce hilos obtenidos. Al iniciar cada corrida, se dejaron transcurrir 8 horas antes de obtener las primeras muestras, esto para que se alcanzara un régimen estable de proceso.

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Figura 28 – Horno de inducción con equipo para colada continua.

Cada rollo tiene un total de 2 toneladas y una longitud aproximada de 100 mts. De cada rollo se obtuvieron muestras de 50 cm, correspondientes al inicio y final de cada uno, para cada condición de experimento, marcando la dirección de extracción. De cada muestra se obtienen probetas metalográficas en sección transversal y longitudinal, que posteriormente se analizan macro- y microestructuralmente, y se miden los espaciamientos interdendríticos. Para esta última operación se emplea el microscopio metalográfico Nikon descrito líneas arriba y el software especializado Image Plus utilizando el módulo Materials Pro versión 3.0. La determinación de las propiedades mecánicas se realiza según descrito líneas arriba.

3.4. Determinación del perfil de Solidificación. Para la determinación del perfil de solidificación se empleó la metodología descrita

por Piesche[14]. En un solo portacoquillas se colocaron 20 termopares tipo K de calibre 24 AWG, como se muestra esquemáticamente en la figura 29, haciendo contacto con la coquilla. Estos termopares miden la temperatura en la coquilla durante el transcurso de la colada y permiten determinar el perfil de solidificación ó gradiente de temperatura a lo largo de la coquilla. Las dimensiones de la coquilla son longitud 280 mm, diámetro exterior 31.97 mm, y diámetro interior 12 mm. La coquilla instrumentada (figura 29) se instaló en el hilo 6 de la máquina de colada continua.

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Figura 29. Diagrama de la coquilla instrumentada con 20 termopares tipo K de calibre 24 AWG para determinar perfil de solidificación.

3.4.1. Efecto de las variables principales.

En esta etapa se realizan pruebas hasta obtener condiciones estables de acuerdo a las lecturas de temperatura de la coquilla. En esta prueba no se modifica la temperatura del agua de enfriamiento sólo su flujo, y la frecuencia de carrera siempre es la mínima.

3.4.2. Pruebas Dinámicas. En esta parte se busca mover el frente de solidificación durante la colada. La

metodología consiste en variar la velocidad y temperatura de colada, simultáneamente, y observar si se mueve el perfil de solidificación.

10 mm

PORTACOQUILLAS 20 barrenos radiales

ENTRADA Lado del baño metálico

SALIDA Lado de boquilla

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IV. RESULTADOS Y DISCUSION 4.1. Caracterización del Defecto.

4.1.1 Estructura de Colada.

Para conocer las características microestructurales del bronce C5100 se comenzó con el análisis de muestras de colada y sin homogeneizado. Microestructuralmente la aleación muestra una estructura dendrítica que exhibe la segregación de soluto rodeado de una matriz de fase α. Con el empleo de un reactivo de contraste (solución de cloruro férrico) se encontró una fase de color azul, como se puede apreciar claramente en la figura 30, que corresponde a la sección longitudinal de una muestra vista en el microscopio óptico con luz polarizada. Esta fase se observa en forma de lagunas aisladas interdendríticamente, como se señala con flechas color amarillo.

Figura 30 – Microestructura de alambrón de bronce C51000 exhibiendo una estructura dendrítica y la segregación de soluto. 100X. Ataque solución acuosa de hidróxido de amonio+cloruro férrico. Luz polarizada.

100μm

41/83

Figura 31 – Detalle de zona congelada de alambrón de bronce C51000 presentando deformación localizada y segregaciones. 400X, ataque solución acuosa de hidróxido de amonio + cloruro férrico.

(a) (b)

Figura 32 – Detalle microestructura de bronce C51000 presentando: (a) en el borde agrietamientos con segregación en su interior; (b) En la zona central se observa la estructura dendrítica y una segunda fase rica en Estaño. Mismo ataque que figura 30.

En la figura 31 se muestra en vista longitudinal un detalle de la “piel” (“zona congelada”). Se aprecia una especie de rayado. Este fenómeno es característico de la

50µm

42/83

formación de una subestructura de deformación; igualmente se aprecia segregación dendrítica o “coring”, segregación local de una fase (en color gris a azul) y microrrechupes (al lado izquierdo de la figura). Las líneas de deformación indican que durante la extracción la barra está sufriendo una pequeña cantidad de deformación (localizada sobre la superficie).

La figura 32 muestra las microestructuras del alambrón en el borde (a) y en el centro (b), obtenidas en el Microscopio Electrónico de Barrido con electrones secundarios. También en estas imágenes (b) se observa claramente el efecto de “coring”. El microanálisis general de las muestras, sobre toda la región de la imagen mostrada, presentó una variación en el contenido de Estaño, es decir, en los bordes oscilo entre 3.97% y 5.19%, y en la zona central entre 4.15% y 5.73%.

4.1.2 Agrietamiento en el alambre.

En la figura 1 (Pag. 1) se muestra un ejemplo del tipo de muestras de alambre que

se recolectaron para analizar el agrietamiento. En la figura 33 se muestra la metalografía en sección longitudinal correspondiente. Se puede observar que la propagación de las grietas se da a lo largo de los límites de grano, en la dirección que muestran las flechas color azul. Se observa que estas grietas se propagan a lo largo de una cadena de precipitados de color azul-grisáceo. En la figura 34 se muestra una fotomicrografía con microscopio electrónico de estos precipitados, conjuntamente con microanálisis EDS. El microanálisis a) de la grieta muestra la presencia de Estaño en contenidos que oscilan entre 65% y 74%, asociados con altos contenidos de Fósforo (2.0 a 3.7%), cantidades que son muy superiores a las concentraciones del Estaño en la matriz, que para efectos de comparación se muestran en la figura 34 c). La matriz tiene un contenido típico de 4.8-5.2 % de Estaño, lo que pone en evidencia procesos de segregación. De acuerdo a los microanálisis obtenidos y las concentraciones de estaño calculadas, estos precipitados, que en las metalografías se observan de color azul-grisáceo, pueden ser asociados con restos de fase η según el diagrama de fases mostrado en la figura 9, que adicionalmente poseen un alto contenido de fósforo. Sin embargo con las metodologías empleadas aquí no se puede constatar que efectivamente se trate de una fase η y su estudio rebasa los objetivos del presente trabajo.

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(a) (b)

Figura 33 – Metalografía de alambre con agrietamientos. (a) el agrietamiento corre por los límites de grano. 50X. (b) A detalle se observa la presencia de segregación en los bordes de las grietas, 200X. Ataque solución acuosa de persulfato de amonio al 10%.

Figura 34 – Fotomicrografía con electrones secundarios a) y el espectros EDS de la partícula observada b) en el interior de la grieta y la matriz c). Mismo ataque que figura 33.

100µm 50µm

a)

b) c)

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4.2. Parámetros de influencia en colada continua.

Las condiciones normales de operación para este tipo de material son: velocidad de colada 23 cm/min, carrera 7 mm y temperatura de colada de 1147°C. A fin de estudiar la influencia de los parámetros de colada sobre la microestructura y las propiedades en general del material se diseñaron experimentos con una variación de parámetros como se muestra en la tabla 3. Se varió la velocidad de colada eligiendo dos valores fijos 20 y 30 cm/min. Se eligieron dos temperaturas 1112 ºC y 1159 ºC y tres diferentes carreras 5.5, 7 y 8 mm, todos valores cercanos a los parámetros habituales de operación. En la tabla 3 se resumen loas parámetros empleados en cada prueba. Estos mismos datos se muestran en la figura 35 a fin de tener una referencia gráfica del diseño experimental.

Tabla 3 – Diseño de pruebas en máquina de colada continua de bronce C51000

Prueba Carrera (mm) Velocidad de colada (cm/min)

Temperatura de Colada (°C)

A 8.0 30 1112

B 5.5 20 1112

C 7.0 20 1112

D 5.5 30 1112

E 5.5 20 1159

F 8 30 1159

G 5.5 30 1159

H 8 20 1159

Figura 35– Distribución de las diferentes pruebas en función de la Velocidad de Colada y Carrera

3 4 5 6 7 8 9 100

10

20

30

40 Condiciones Normales de Operación

A, B, C, D a 1112ºCE, F, G, H a 1159ºC

H

G

E

FD

C

A

Vel

ocid

ad d

e C

olad

a (c

m/m

in)

Carrera (mm)

B

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4.2.1 Análisis de la Macroestructura

En primera intensión se analizó la macroestructura de las diferentes pruebas. Se observó que las macroestructuras obtenidas en todos los casos presentan una estructura típica de colada. En todas ellas se observan grandes granos columnares en dirección radial, variando ligeramente de prueba a prueba, presentando granos equiaxiales en el centro. Una selección de estas macroestructuras se muestra en las figuras 36 y 37. En cada caso se muestran imágenes de inicio y final del alambrón.

C Inicio H Inicio

C Final H Final

Figura 36– Macroestructuras obtenidas, pruebas C y H, inicio y final. Ambas muestras presentan granos columnares en dirección radial y se aprecia un refinamiento de la estructura en las muestras correspondientes a final. Sección transversal. 10X. Ataque solución de ácido nítrico al 50%.

1mm

1mm1mm

1mm

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B inicio E inicio

B final E final

F inicio F final

Figura 37 – Macroestructuras obtenidas, pruebas B, E y F, inicio y final. Las muestras correspondientes a Inicios, presentan granos grandes columnares, que son más finos en las muestras finales, siendo más marcada esta situación en la muestra E final. Sección transversal. 10X. Ataque solución de ácido nítrico al 50%.

1mm1mm

1mm1mm

1mm 1mm

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En ningún caso se llegó a observar una capa superficial de granos equiaxiales finos que se esperaría para la “piel” ó “zona congelada”. En todos los casos se puede observar un refinamiento de la estructura de las muestras correspondientes al “final”.

Se puede observar en muchas de las macroestructuras mostradas, que la estructura granular del final es diferente, más refinada, que la inicial. Este efecto es más notorio en la muestra E (fig. 37). En principio no debería existir ninguna razón por la cual la estructura granular del alambrón fuera diferente al inicio y al final. Sin embargo, en el sistema de colada continua la carga del horno se realiza en forma de lotes, por lo cual las condiciones de nivel del metal en el horno y el tiempo de permanencia del metal en el mismo varían con el tiempo. Esta consideración permite establecer una relación temporal con las macroestructuras observadas. Este efecto puede ser atribuido ya sea al incremento de las impurezas en el baño metálico cuando su nivel es bajo, o bien a un efecto de arrastre de impurezas desde la escoria, ó del refractario, debido a una mayor agitación provocada por el campo electromagnético de las bobinas de inducción.

En ningún caso se llegó a observar una capa superficial de granos equiaxiales finos que se esperaría para la “piel” ó “zona congelada”.

A continuación se discutirá en forma cualitativa el efecto de los parámetros sobre la macroestructura observada.

4.2.1.1 Efecto de la temperatura de colada.

En la figura 37 se muestran las macrestructuras de las muestras B y E. Ambas tienen los mismo parámetros de velocidad de colada y carrera pero diferente temperatura (1112ºC y 1159ºC, respectivamente). Se puede observar que la muestra B presenta una macroestructura más homogénea, es decir la diferencia entre inicial y final no es grande, mientras que para el caso de la muestra E se observan diferencias mayores. Esta tendencia de homogeneidad es observada en todas las muestras de menor temperatura (1112ºC), independientemente de la carrera o velocidad de colada elegidas. En las pruebas a mayor temperatura se llega a observar un anillo periférico constituido por granos sumamente finos, como se puede observar en la figura 36 H final.

4.2.1.2. Efecto de la carrera.

El efecto de la carrera sobre la macroestructura se manifiesta en la formación de una estructura más fina para bajas carreras (5.5 mm, véase por ejemplo, fig 36 E). Todas las muestras obtenidas a bajas carreras mostraron macroestructuras más finas comparadas con las muestras obtenidas con carreras más grandes. Hay alguna variación en esta manifestación de acuerdo a la velocidad de colada y la temperatura

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empleadas. En las muestras obtenidas a mayores temperaturas el efecto de la carrera sobre la macroestructura es menos notoria.

4.2.1.3. Efecto de la velocidad de extracción.

El efecto de la velocidad de colada (o de extracción) sobre la macroestructura no es tan claramente visible en las figuras mostradas. Se puede apreciar un ligero incremento en el refinamiento de la macroestructura con el incremento de la velocidad de extracción (fig. 37 F inicio y fig. 36 H inicio). Este ligero efecto puede ser opacado por otros efectos discutidos líneas arriba en el caso de las macroestructuras del final de los alambrones.

4.2.2 Análisis de la Microestructura.

Para las mismas muestras de las pruebas referidas en la Tabla 3, se realizaron los análisis de la microestructura metalográfica empleando las técnicas habituales, descritas en la sección 3. Todas las muestras analizadas presentan una microestructura con la formación de dendrítas y una matriz de fase α. En todos los casos la estructura dendrítica está bien definida, a la par que se observan lagunas ricas en estaño. En las figuras 38, 39 y 40 de las páginas siguientes se presentan las microestructuras de algunas muestras seleccionadas.

Se pueden observar diferencias cualitativas entre las diferentes microestructuras. Por ejemplo en la figura 38, en la que se muestra una secuencia de microestructuras para la prueba A, se observa que el arreglo dendrítico para el inicio es más regular que para el final. Tanto en los bordes como en el centro las formas de las dendritas al inicio son similares, habiendo, a lo más ligeras variaciones de grosores y espaciamientos. En las microestructuras del final (en la misma figura 38) se observan dendritas con formas variadas, unas más alargadas, otras más circulares, inclusive dendritas aisladas. Esto se observa en las tres zonas analizadas, en el borde y en el centro de la muestra

En algunos casos, como en la prueba B, las microestructuras del inicio y el final son muy similares (fig. 39)

Para realizar una evaluación más detallada de la estructura se procedió a la

medición de los espaciamientos interdendríticos primarios λ y secundarios λ2. Los resultados de esta evaluación se muestran en la tabla 4 para cada una de las muestras y en tres zonas.

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INICIO FINAL

Borde 1

Centro

Borde 2

Figura 38– Microestructura prueba A en tres zonas y para las muestras de inicio y final. Las microestructuras correspondientes a inicio exhiben un arreglo dendrítico más cerrado y alineado, y en el final se observan dendritas más aisladas y sin un arreglo uniforme. Sección longitudinal. 100X. Ataque: solución de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

100µm 100µm

100µm 100µm

100µm 100µm

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INICIO FINAL

Borde 1

Centro

Borde 2

Figura 39 – Microestructura prueba B en tres zonas y para las muestras de inicio y final. Las microestructuras correspondientes a inicio y final exhiben un arreglo dendrítico similar. Sección longitudinal. 100X. Ataque solución de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

100µm

100µm

100µm 100µm

100µm 100µm

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INICIO FINAL

Borde 1

Centro

Borde 2

Figura 40 – Microestructura prueba G en tres zonas y para las muestras de inicio y final. La microestructura correspondientes al inicio exhiben un arreglo dendrítico bien definido y en el caso del borde 1 final, las dendritas están muy aisladas y son de mayor tamaño. Sección longitudinal. 100X. Ataque solución de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

100µm 100µm

100µm 100µm

100µm 100µm

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TABLA 4 – Espaciamiento interdendrítico en diseño de pruebas

Borde 1 Centro Borde 2 Prueba Muestra λ1

(µm)

λ2 (µm)

λ1 (µm)

λ2 (µm)

λ1 (µm)

λ2 (µm)

Inicio 78.1 19.4 26.2 18.5 45.0 17.1 A

Final 21.3 17.9 19.8 20.2 62.7 13.9

Inicio 33.5 18.8 17.3 18.4 50.9 13.6 B

Final 60.5 17.1 25.6 19.1 65.6 21.7

Inicio 55.6 28.7 26.0 24.2 29.6 14.3 C

Final 33.0 22.3 27.6 19.7 34.7 13.0

Inicio 35.1 16.8 14.0 18.7 26.3 11.9 D

Final 77.8 20.2 42.2 28.2 37.6 12.7

Inicio 44.9 18.6 19.6 17.6 39.0 14.7 E

Final 39.6 18.6 30.0 26.3 50.2 51.4

Inicio 43.6 17.4 32.0 12.7 75.3 11.2 F

Final 24.6 14.8 21.2 14.1 23.7 16.7

Inicio 41.3 18.0 21.5 29.1 62.9 17.2 G

Final 52.3 22.3 38.2 25.9 59.9 20.3

Inicio 72.1 27.1 36.0 20.3 58.3 25.9 H

Final 65.1 18.7 40.2 18.6 55.9 21.2

Los espaciamientos interdendríticos primarios obtenidos oscilan entre 14 µm y 78.1 µm, mientras que los espaciamientos interdendríticos secundarios oscilan entre 11.2 µm y 51.4 µm. Los valores de λ2 son parecidos a los reportados para materiales similares en la literatura [15].

Observando las variaciones del espaciamiento interdendrítico secundario podemos ver que para el centro y para el borde 1 hay poca variación entre el inicio y el final de la misma prueba. Para el borde 2, a excepción de la prueba E, la variación entre inicio y final también es relativamente pequeña. En lo referente a la homogeneidad de la microestructura, es decir la relación λ2/λ1, tiende a ser mucho menor de 1; cómo referencia en solidificación homogénea éste valor debe tender a 1.

53/83

10

20

30

40

50 A B C D E FGH

Esp

acia

mie

nto

inte

rden

dríti

co λ

2 (μm

)

Posición en Alambrón

InicioFinal

Figura 41 – Representación gráfica de la variación del espaciamiento interdendrítico secundario para las diferentes pruebas (A a la H) entre el inicio y el final del alambrón.

En la figura 41 se muestran en forma gráfica los resultados de la tabla 4 a fin de poder discutirlos con mayor facilidad. Para cada prueba se grafica el promedio del espaciamiento interdendrítico secundario para el principio y el final, conjuntamente con la variabilidad de cada prueba dada por las mediciones en el borde 1, centro y borde 2.

Aquí se puede observar que la muestra F tiene los espaciamientos interdendríticos secundarios más pequeños, tanto al inicio como al final del alambrón y su dispersión es pequeña. Por el contrario, la muestra E presenta un incremento considerable de espaciamiento entre inicio y final y además su dispersión es la más grande de las observadas. Varias muestras, entre las que se encuentran la A, B y D, tienen espaciamientos intermedios al inicio y al final, y sus dispersiones no varían tampoco mucho a lo largo del alambrón.

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4.2.3 Propiedades mecánicas diseño de pruebas

Como se indicó en la introducción, en el proceso de fabricación se requiere pasar de un espesor inicial de colada de 12 mm a un espesor final de 2.6 mm en varios pasos de trabajo en frío. Por esta razón las propiedades mecánicas de elongación y reducción de area, que se obtienen mediante pruebas destructivas, son fundamentales y determinantes en el proceso.

En la tabla 5 se presentan los resultados obtenidos del ensaye de tracción efectuado en muestras de inicio y final, para cada una de las pruebas ensayadas. En las figuras 42 y 43 de las páginas siguientes se representan la elongación y la reducción de área en forma gráfica.

TABLA 5 – Propiedades Mecánicas en diseño de pruebas.

Prueba Muestra Carga

Máxima (kgf)

Esfuerzo Máximo

(kg/mm2)

Elongación (%)

Reducción en área (%)

Inicio 3306 30.2 36 42 A

Final 3429 31.5 33 42

Inicio 3211 29.4 38 58 B

Final 3233 29.5 38 63

Inicio 2268 20.8 37 58 C

Final 3421 31.5 36 57

Inicio 3339 30.2 38 38 D

Final 3469 31.8 25 37

Inicio 3188 29.2 40 59 E

Final 3498 32.2 37 41

Inicio 3355 30.8 40 61 F

Final 2381 21.8 5 14

Inicio 3310 30.5 38 63 G

Final 2758 25.5 13 22

Inicio 3211 29.7 35 72 H

Final 3485 32.2 42 49

55/83

0

10

20

30

40 A B C D E FGH

Elo

ngac

ión

(%)

Posición en Alambrón

InicioFinal

Figura 42 – Representación gráfica de la variación de la elongación observada para las diferentes pruebas (A a la H) al inicio y el final del alambrón.

La elongación es una medida de la ductilidad del material. Se observa que las elongaciones oscilan entre 42% y 5%. Salvo las pruebas B y H, todas las pruebas muestran una mayor elongación al inicio que al final. En la mayor parte de las pruebas la variación entre inicio y final es pequeña, pero para las pruebas D, G, y F la variación es muy grande.

En cuanto a la reducción de área, se observa que los valores oscilan entre 15% y 70%. Mientras las pruebas A, B, C y D muestran reducciones de área al inicio y al final similares, las pruebas E, F, G, Y H muestran reducciones de área grandes al inicio y muy pequeñas al final. A continuación se discutirá cualitativamente el efecto de los parámetros de proceso sobre la elongación y la reducción de área.

4.2.3.1 Efecto de la temperatura de colada.

En la figura 42 se puede observar que, en general, las pruebas realizadas a la menor temperatura de vaciado de 1112°C tiene una mayor homogeneidad en la ductilidad (% de elongación). La prueba D se aparta de este comportamiento. En cuanto a la reducción de área (fig. 43), también estas pruebas muestran la mayor homogeneidad; esta vez la prueba D no es la excepción.

56/83

10

20

30

40

50

60

70

80 A B C D E FGH

Red

ucci

ón d

e Ar

ea (%

)

Posición en Alambrón

InicioFinal

Figura 43 – Representación gráfica de la variación de la reducción de área observada para las diferentes pruebas (A a la H) al inicio y el final del alambrón.

Las pruebas coladas a una temperatura mayor (1159°C), presentan una gran heterogeneidad entre el inicio y el final. Los valores de elongación presentan un comportamiento de deterioro catastrófico de propiedades hacia el final del alambrón, aunque al principio puedan haber alcanzado valores razonables. De hecho la elongación de dos de las pruebas se redujo hasta valores de 4.76 %. A ésta temperatura dos muestras (F final y G final), presentaron falla prematura con la menor carga. Un comportamiento similar observamos para la reducción de área. Las elongaciones de inicio oscilan entre 58% y 75% y la final caen a 15% a 50%. A esta temperatura de colada se deterioran las propiedades mecánicas hacia el final significativamente.

Las pruebas F final y G final, que mostraron poca ductilidad también muestran los valores más bajos de reducción de área.

Correlacionando estas observaciones con la microestructura descrita en secciones anteriores podemos ver, que aquellas pruebas que muestran microestructuras más homogéneas tienen también propiedades mecánicas más homogéneas.

57/83

De esta discusión se puede concluir que existe una fuerte correlación entre la temperatura de colada y las propiedades mecánicas del material. Al reducir la temperatura de colada se obtiene bronce con propiedades mecánicas más uniformes.

4.2.3.2. Efecto de la carrera.

El efecto de la carrera sobre las propiedades mecánicas no es tan marcado. A la menor temperatura de colada, una carrera más corta tiene poca influencia sobre la elongación como se puede observar comparando las pruebas A (carrera 8 mm) y B (carrera 5.5 mm). Sin embargo si se puede observar una influencia sobre la reducción de área en al figura 43: la prueba B tiene mejor reducción de área que la prueba A.

A mayor temperatura (1159 ºC) no parece haber una correlación directa en las elongaciones, porque los comportamientos de las muestras F y H no son similares entre sí , como tampoco lo son las pruebas E y G. (fig. 42). En cuanto a la reducción de área, todas las pruebas de esta temperatura indican deterioro al final sin que se pueda establecer tampoco una correlación fácil con la carrera.

De aquí se puede concluir que la carrera tiene un efecto más notorio sobre la reducción de área a bajas temperaturas.

4.2.3.3. Efecto de la velocidad de extracción.

A bajas temperaturas (1112 ºC) el efecto de la velocidad de extracción (o de colada) sobre la elongación se puede observar comparando las pruebas B y C en contraste con las pruebas A y D. Las primeras muestran elongaciones superiores a las segundas, tanto al inicio como al final.

A la mayor temperatura (1159 ºC) el efecto de la velocidad de extracción sobre la elongación se puede observar comparando las pruebas E y H en contraste con las pruebas G y F. E y H muestran buenos valores de elongación tanto al inicio como al final, de hecho el valor de elongación de H mejora significativamente al final, mientras que las otras dos pruebas muestran un marcado deterioro de la elongación al final.

En cuanto a la reducción de área se puede observar a bajas temperaturas una influencia más marcada de la velocidad de extracción. Las pruebas B y C muestran mejores reducciones de área que las muestras A y D, habiendo en todos los casos buena homogeneidad entre inicio y final. A alta temperatura se observa que las pruebas con velocidades de extracción menores tienen mejor comportamiento que las pruebas con velocidades mayores.

De la discusión de esta sección se desprende que de la elección de parámetros de velocidad de extracción bajas, temperatura de colada menor y carreras cortas se obtiene un material con mejores propiedades mecánicas, lo que esta relacionado con microestructuras más homogéneas.

58/83

4.3. Efecto de la velocidad de extracción.

Partiendo del análisis de la sección anterior se concluyó que emplear la temperatura más baja, conjuntamente con una carrera pequeña y una velocidad de extracción pequeña también, producían la combinación de buena homogeneidad, buenos valores de elongación y de reducción de área simultáneamente. Sin embargo de los parámetros de proceso anteriormente mencionados, solamente la velocidad de extracción se puede variar fácilmente en un rango más amplio de valores. Por esto es interesante analizar que tanto mejoran las propiedades del material empleando velocidades de extracción extremadamente bajas.

En la tabla 6 se presentan las condiciones de las pruebas efectuadas para verificar el efecto de la velocidad de extracción. Las pruebas se nombraron como A-10 para alta velocidad en bronce 510 y B-10 para baja velocidad en bronce 510.

Tabla 6 – Pruebas evaluando la velocidad de extracción

Prueba Carrera (mm) Velocidad colada (cm/min)

Temperatura de Colada (°C)

A-10 5.5 26 1112

B-10 5.5 8 1112

4.3.1. Análisis Metalográfico pruebas A-10 y B-10

Las imágenes de las macroestructuras de estas pruebas se muestran en las páginas siguientes en la figura 44. La muestra A-10, obtenida a alta velocidad de colada muestra una macroestructura fina tanto al inicio como al final. La variación entre inicio y final no es muy marcada.

Por el contrario, la prueba B-10 presenta al inicio una macroestructura con granos columnares muy grandes, inclusive en la sección longitudinal los granos columnares atraviesan completamente la muestra. Al final esta prueba muestra una macroestructura más fina, pareciéndose más a la muestra A-10

Las microestructuras correspondientes se muestran en las paginas siguientes en la figura 45. Microestructuralmente las muestras de baja velocidad presentan una estructura dendrítica más gruesa y más aislada, muy orientada en el sentido de extracción, y las muestras de alta velocidad presentan una estructura dendrítica con mayor segregación.

En la tabla 7 se presenta la medición del espaciamiento interdendrítico λ1 y λ2 para cada una de las muestras y en tres regiones. Las muestras obtenidas con las condiciones de menor velocidad, presentan un espaciamiento interdendrítico mayor en los bordes con respecto a la prueba a mayor velocidad.

59/83

A-10 B-10

Inicio

Final

Figura 44– Macroestructura pruebas A-10 y B-10. La muestra B-10 presenta grandes granos columnares que se refinan en la muestra correspondiente a final. Sección longitudinal. 10X. Ataque solución de ácido nítrico al 50%.

1mm 1mm

1mm 1mm

60/83

A-10 B-10

Inicio

Final

Figura 45– Microestructura de las pruebas A-10 y B-10. El arreglo dendrítico de la muestra A-10 presenta segregación generalizada y en las muestras B-10 se observan partículas aisladas. Sección longitudinal. 200X. Ataque solución de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

100µm

100µm

100µm

100µm

61/83

TABLA 7 – Espaciamiento interdendrítico en pruebas A-10 y B-10.

Borde 1 Centro Borde 2 Prueba Muestra λ1

(µm)

λ2 (µm)

λ1 (µm)

λ2 (µm)

λ1 (µm)

λ2 (µm)

Inicio 54.5 26.4 82.0 22.0 72.5 26.7 A-10 Final 55.7 27.8 96.2 28.8 67.6 23.3

Inicio 83.7 29.6 65.4 28.2 98.7 29.3 B-10 Final 68.1 31.3 83.4 36.9 76.0 36.5

A fin de comparar las pruebas en mayor detalle, como se hizo en la sección anterior,

se midieron los espaciamientos interdendríticos correspondientes. En la tabla 7 se presenta el resultado de la evaluación de los espaciamientos interdendríticos λ1 y λ2 para cada una de las muestras y en tres regiones. Los valores de λ2 oscilan entre 22.0 y 98.7 µm. Para la prueba B-10 los valores de λ2 son mayores que para la prueba A-10.

4.3.2. Propiedades mecánicas de las pruebas A-10 y B-10.

En forma análoga a los ensayos mecánicos de las secciones anteriores se realizaron

las pruebas mecánicas para estas muestras. En la tabla 8 se presentan los resultados de las cargas máximas, esfuerzos máximos, elongación y reducción de área de inicio y final, para estas muestras.

TABLA 8 – Propiedades Mecánicas pruebas A-10 y B-10.

Prueba Muestra Carga Máxima (kgf)

Esfuerzo Máximo

(kg/mm2)

Elongación (%)

Reducción enárea (%)

Inicio 3697 33.8 43 52 A-10

Final 3765 34.4 39 34

Inicio 3175 29.0 48 73 B-10

Final 3629 33.2 50 66

62/83

Podemos observar que los valores obtenidos para la muestra A-10 son similares a los obtenidos para las muestras a baja temperatura de la serie anterior (pruebas A-D tabla 5), es decir elongaciones alrededor de 38% y reducciones de área alrededor de 50-40%. Para la muestra B-10 se observa una buena elongación de 48-50%, muy superior a las obtenidas anteriormente, muy buena homogeneidad en esta propiedad, y también muy buenos valores de reducción de área también con muy buena homogeneidad (66-73%). El incremento en ductilidad de B-10 sobre A-10 es del orden del 11%.

De esta discusión podemos concluir que la velocidad de extracción tiene una fuerte influencia sobre las propiedades mecánicas del material y sobre su macro- y microestructura. Una baja velocidad de extracción mejora la ductilidad significativamente y crea una microestructura que no promueve la formación de grietas en el material.

63/83

4.4. Efecto de Refinador de Grano.

Durante el proceso de producción del material se realizan varios pasos de homogeneizado térmico (ver fig. 2). Para estos pasos se requiere que el tamaño de grano no sobrepase ciertas dimensiones. Para poder reducir el agrietamiento con el mecanismo de parámetros de proceso sugerido por la sección anterior, es necesario reducir el tamaño de grano que se produce bajo las condiciones de obtención de la prueba B-10. En metalurgia se puede influir sobre el tamaño de grano adicionando “refinadores” de grano. En esta sección estudiaremos el efecto de un refinador de grano (boruro de calcio) sobre la aparición de grietas, macroestructura, microestructura y propiedades mecánicas del material en cuestión.

Para la experimentación se eligió agregar Boruro de Calcio por lo menos 15 minutos antes de vaciar y a razón de 50 gramos por cada 100 kg de bronce fundido, empleando los parámetros de proceso elegidos en la sección anterior para la pruebas A-10 y B-10.

En la tabla 9 se presentan las condiciones de las pruebas efectuadas utilizando refinador de grano. Las pruebas se nombraron adicionándole la letra R para indicar que se utilizó refinador de grano (boruro de calcio) y conservar la nomenclatura de las pruebas anteriores.

Tabla 9 – Diseño de pruebas empleando refinador de grano

Prueba Carrera (mm) Velocidad colada (cm/min)

Temperatura de Colada (°C)

AR-10 5.5 26 1112

BR-10 5.5 8 1112

4.4.1. Análisis Metalográfico pruebas AR-10 y BR-10.

En la figura 46 se presenta una comparación de las muestras obtenidas. Las muestras obtenidas a baja velocidad y con boruro de calcio (BR-10), presentaron una estructura con granos columnares muy grandes al inicio con tamaños ligeramente menores que para la prueba B-10. Al final esta prueba muestra una estructura fina, mucho más fina comparada con la prueba B-10.

También en la muestra AR-10 se observa que el refinador de grano produce una estructura más fina al final, aunque el efecto no es tan marcado como en el caso de BR-10. En los dos casos, la adición de refinador de grano no elimina la tendencia a tener una macroestructura gruesa al inicio del rollo, pero produce un refinamiento de la misma al final.

64/83

AR-10 BR-10

Inicio

Final

Figura 46 – Macroestructura pruebas AR-10 y BR-10. La muestra B-10 exhibe grandes granos que se refinan en la muestra correspondiente a final, llegando a presentar una estructura similar a la de AR-10 final. Sección transversal. 10X. Ataque solución de ácido nítrico al 50%.

1mm 1mm

1mm1mm

65/83

AR-10 BR-10

Inicio

Final

Figura 47 – Microestructura de las pruebas AR-10 y BR-10. Ambas muestras presentan un arreglo dendrítico similar. Sección longitudinal. 200X. Ataque solución acuosa de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

100µm

100µm 100µm

100µm

66/83

TABLA 10 – Espaciamiento interdendrítico en pruebas AR-10 y BR-10.

Borde 1 Centro Borde 2

Prueba Muestra λ1

(µm)

λ2

(µm)

λ1

(µm)

λ2

(µm)

λ1

(µm)

λ2

(µm)

Inicio 40.1 18.0 46.8 18.3 62.1 18.8 AR-10

Final 14.9 13.4 17.9 13.8 30.6 15.8

Inicio 20.6 19.5 29.8 21.8 33.9 16.8 BR-10

Final 19.1 18.1 27.9 20.0 36.9 17.5

Las microestructuras de ambas pruebas, mostradas en la figura 47, muestran por una parte la presencia de finas partículas de boruro de calcio y por la otra una microestructura similar de dendritas gruesas. La presencia de boruro de calcio le confiere un color rojizo a la matriz en las preparaciones metalográficas. La estructura de dendritas muestra múltiples partículas atrapadas entre ellas.

De estas imágenes metalográficas se determinaron los espaciamientos interdendríticos λ1 y λ2 que se muestran en la tabla 10 para tres diferentes regiones en cada prueba.

Las muestras obtenidas a menor velocidad de colada (prueba BR-10) presentan un espaciamiento interdendrítico mayor con respecto a la prueba a mayor velocidad (prueba AR-10). Los espaciamientos interdendríticos secundarios (λ2) son ligeramente inferiores en la prueba de menor velocidad de colada. En general los valores de los espaciamientos secundarios son inferiores son inferiores a las pruebas A-10 y B-10 realizadas sin refinador de grano.

Esta reducción se observa no solo para λ2, sino también para λ1. También se puede observar, comparando la figura 47 con la figura 30 que se reduce la presencia de la fase segregada. Así, el refinador de boruro de calcio presenta dos efectos muy interesantes sobre la microestructura: el primero lo constituye una fuerte disminución en el espaciamiento interdendrítico y el segundo efecto, en combinación con el anterior, que es de gran importancia: la formación de fase segregada se ha reducido notablemente. La fase interdendrítica se encuentra finamente dispersa, lo anterior proporciona la gran posibilidad de facilitar el homogeneizado, al reducir la distancia interdendrítica y eliminar la presencia de fase segregada.

67/83

4.4.2. Propiedades mecánicas pruebas AR-10 y BR-10.

En la tabla 11 se presentan los resultados obtenidos del ensaye de tracción efectuado en muestras de inicio y final, para las pruebas ensayadas.

TABLA 11 – Propiedades Mecánicas obtenidas pruebas AR-10 y BR-10.

Prueba Muestra Carga Máxima (kgf)

Esfuerzo Máximo (kg/mm2)

Elongación (%)

Reducción en área (%)

Inicio 3325 30.4 43 66 AR-10

Final 3556 35.5 44 60

Inicio 3181 29.1 42 81 BR-10

Final 3467 31.7 50 70

En cuanto a la elongación se puede observar que la muestra AR-10 tiene mejor elongación que la muestra A-10. En el caso de la muestra BR-10, sus valores de elongación son comparables o ligeramente menores que su contraparte si refinador de grano B-10. Se puede decir que, en cuanto a elongación, el empleo del refinador mejora las propiedades de la prueba a alta velocidad de extracción.

En cuanto a la reducción de área los resultados son más claros. Ambas pruebas mejoran su reducción de área, esta propiedad mejoró con respecto a los valores obtenidos en las pruebas sin el empleo de refinador. Este efecto es más notorio en la prueba a alta velocidad (prueba AR-10), donde se pasó de un valor de 52% al inicio a 66% y de un valor de 34% al final a 60 %. De esta manera no solamente mejoraron los valores sino que se volvieron más homogéneos. Los valores de reducción de área alcanzados son superiores a los de la prueba B (tabla 5).

También en el caso de la muestra BR-10 los valores se incrementaron significativamente. Este comportamiento permite anticipar que la presencia de precipitados del refinador, no afectarán negativamente el comportamiento mecánico del material durante las etapas de deformación plástica en frío.

De la anterior discusión se desprende que empleando el refinador de grano mencionado se puede obtener el bronce fosforado empleando velocidades altas de extracción obteniendo una buena ductilidad.

68/83

4.5. Determinación del perfil de solidificación.

De acuerdo a las observaciones descritas en la sección 4.1.1., referentes a que durante la extracción del alambrón en la máquina de colada continua, éste sufre una pequeña cantidad de deformación, localizada en la zona congelada (“piel”), se realizó basándonos en los estudios de Piesche[14] , la determinación del perfil de solidificación, para ubicar en que posición de la coquilla el bronce solidifica y que ocurre cuando se modifican las condiciones de enfriamiento (flujo, temperatura y velocidad de vaciado).

Las condiciones de operación bajo las cuales se llevaron las pruebas y se obtuvieron las mediciones de temperatura se indican en la tabla 12. En estas pruebas no se modificó la temperatura del agua de enfriamiento, sólo el flujo y la frecuencia de carrera siempre fue la mísma.

Tabla 12– Pruebas para determinar el frente de solidificación

Temperatura de aguaPrueba Carrera

(mm)

Velocidad de colada (cm/min)

Temperatura de Colada

(°C)

Flujo de Agua

(gal/min)Entrada

(°C) Salida (°C)

PS-1 5.5 26 1112 3 32 32-35

PS-2 5.5 8 1112 3 32 32-35

PS-3 5.5 26 1200 3 32 32-35

PS-4 5.5 8 1200 3 32 32-35

PS-5 5.5 26 1112 1.8 32 32-35

PS-6 5.5 8 1112 1.8 32 32-35

PS-7 5.5 26 1200 1.8 32 32-35

PS-8 5.5 8 1200 1.8 32 32-35

4.5.1. Efecto de las Variables.

4.5.1.1 Análisis Metalográfico pruebas perfil de solidificación

En las figuras 48 y 49 se presentan las macroestructuras obtenidas en las pruebas PS-1 a la PS-8. Las muestras correspondientes a las pruebas 2, 4, 6 y 8, obtenidas a baja velocidad de colada (8 mm/min) presentan estructura columnar con una fuerte orientación de solidificación en la dirección axial.

69/83

PS- 1 PS- 2

PS- 3 PS-4

Figura 48 – Macroestructura pruebas PS-1, PS-2, PS-3 y PS-4. La prueba PS-1 exhibe un tamaño de grano ligeramente mayor con respecto las demás. Sección transversal 10X. Atacadas con solución acuosa de ácido nítrico al 50%.

1mm 1mm

1mm 1mm

70/83

PS- 5 PS- 6

PS-7 PS-8

Figura 49 – Macroestructura pruebas PS-5, PS-6, PS-7 y PS-8. Las muestras exhiben una estructura de solidificación similar, presentando la prueba PS-7 granos columnares bien definidos. Sección transversal 10X. Atacadas con solución acuosa de ácido nítrico al 50%.

1mm

1mm

1mm

1mm

71/83

Las muestras obtenidas a alta velocidad de colada (26 mm/min), presentan una macroestructura de solidificación formada por granos equiaxiales al centro y granos columnares alargados en los bordes.

En las figuras 50 y 51 se presentan imágenes de la microestructura para cada una de las pruebas. Como se ha hecho anteriormente, de estas imágenes se han calculado los espaciamientos interdendríticos correspondientes, en tres zonas, que se resumen en la tabla 13.

El análisis de la microestructura indica que las muestras obtenidas a alta velocidad, (PS-1, PS-3, PS-5 y PS-7), presentan un arreglo dendrítico más ordenado, con una λ2 más fina, mientras que las muestras obtenidas a baja velocidad, PS-2, PS-4, PS-6 y PS-8, presentan una estructura dendrítica desordenada, con dendritas engrosadas y un espaciamiento interdendrítico mayor. En todos los casos, no se observó mayor influencia en la microestructura al variar la temperatura de colada ni el agua de enfriamiento, más bien, la variable dominante es la velocidad de colada.

Tabla 13 – Espaciamiento interdendrítico en pruebas perfil de solidificación

Borde 1 Centro Borde 2 Promedio Prueba λ1

(µm)

λ2 (µm)

λ1 (µm)

λ2 (µm)

λ1 (µm)

λ2 (µm)

λ1 (µm)

λ2 (µm)

PS-1 42.7 23.8 22.7 16.1 36.2 19.9 33.9 19.9

PS-2 63.3 23.3 42.0 18.3 69.9 22.4 58.4 21.3

PS-3 42.4 18.4 30.3 13.6 48.2 22.1 40.3 18.0

PS-4 63.5 21.0 67.1 23.9 47.4 29.4 59.3 24.8

PS-5 37.7 18.2 27.6 17.7 44.1 21.1 36.5 19.0

PS-6 57.2 23.5 37.5 23.7 53.5 24.8 49.4 24.0

PS-7 46.6 23.2 27.3 14.3 43.2 20.2 39.0 19.2

PS-8 37.0 23.4 35.2 21.3 54.6 25.4 42.3 23.4

72/83

PS- 1 PS- 2

PS- 3 PS-4

Figura 50 – Microestructura pruebas PS-1, PS-2, PS-3 y PS-4. Las fotografías corresponden a la región central de cada muestra. Sección longitudinal, 200X. Atacadas con solución acuosa de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

50 μm

50 μm

50 μm

50 μm

73/83

PS- 5 PS- 6

PS-7 PS-8

Figura 51 – Microestructura pruebas PS-5, PS-6, PS-7 y PS-8. Las fotografías corresponden a la región central de cada muestra. Sección longitudinal, 200X. Atacadas con solución acuosa de hidróxido de amonio más agua oxigenada.

50 μm 50 μm

50 μm 50 μm

74/83

Tabla 14– Velocidades de enfriamiento en pruebas de frente de solidificación

Prueba Velocidad

colada (cm/min)

Temperatura Colada (°C)

Flujo de Agua

(gal/min)

Velocidad de Enfriamiento

(K/min)

PS-1 26 1112 3 282.8

PS-2 8 1112 3 227.1

PS-3 26 1200 3 390.9

PS-4 8 1200 3 139.0

PS-5 26 1112 1.8 328.3

PS-6 8 1112 1.8 154.5

PS-7 26 1200 1.8 317.4

PS-8 8 1200 1.8 167.7

Con las mediciones de λ2 se estimaron las velocidades de enfriamiento R, utilizando la relación de Kumoto[19], λ2 = 114.5 R-0.31, donde λ2 esta dado en μm y R en K/min. En la tabla 14 se presentan los resultados obtenidos.

Los valores obtenidos en la tabla 14 indican, que al disminuir la velocidad de colada, la velocidad de enfriamiento disminuye, lo anterior tiende a promover la redistribución de solutos a nivel microscópico, dando como resultado una microestructura con dendritas engrosadas.

4.5.1.2. Propiedades mecánicas.

En la tabla 15 se presentan los resultados obtenidos del ensaye de tracción efectuado en muestras de cada una de las pruebas ensayadas. Las muestras obtenidas a baja velocidad de colada (8 cm/min), presentan mayor ductilidad, independientemente del flujo de agua y la temperatura de colada empleados.

A alta temperatura no se aprecia efecto alguno al modificar el flujo de agua. A baja temperatura se aprecia un ligero cambio en las propiedades al disminuir el flujo de agua de enfriamiento.

75/83

TABLA 15 – Propiedades Mecánicas pruebas perfil de solidificación.

Prueba Velocidad

colada (cm/min)

Temp Colada

(°C)

Flujo de Agua

(gal/min)

Carga Máxima

(kgf)

Esfuerzo Máximo

(kg/mm2)

Elongación (%)

Reducción en área (%)

PS-1 26 1112 3 3202 29.3 34 64

PS-2 8 1112 3 3145 28.8 52 56

PS-3 26 1200 3 3307 30.2 46 57

PS-4 8 1200 3 3126 28.6 56 66

PS-5 26 1112 1.8 3297 30.1 41 55

PS-6 8 1112 1.8 3112 28.5 57 64

PS-7 26 1200 1.8 3343 30.6 45 56

PS-8 8 1200 1.8 3253 29.7 55 61

4.5.1.3 Gráficas de perfiles de Temperatura obtenidos.

En las figuras 52 a 59 se muestran las gráficas que representan la medición de los perfiles de solidificación obtenidos, de acuerdo a cada una de las condiciones ensayadas y se determinó gráficamente la distancia a la que encontraría el punto de solidificación (línea de sólidus); los datos obtenidos se presentan en la tabla 16.

76/83

0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 52 – Perfil de Solidificación obtenido en PS-1, mostrando el punto de solidificación a 40 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a

distancias de 1 cm.

0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 53 – Perfil de solidificación obtenido en PS-2, mostrando perfil de solidificación a 15 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

77/83

0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 54 – Perfil de solidificación obtenido en PS-3, mostrando el punto de solidificación a 55 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 55 – Perfil de solidificación obtenido en PS-4, mostrando el punto de

solidificación a 25 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

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0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 56 – Perfil de solidificación obtenido en PS-5, mostrando punto de solidificación a 30 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 57 – Perfil de solidificación obtenido en PS-6, mostrando punto de

solidificación a 16 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

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0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 58 – Perfil de solidificación obtenido en PS-7, mostrando punto de solidificación a 60 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

0

200

400

600

800

1000

1200

0 50 100 150 200 250Distancia (mm)

Tem

pera

tura

(°C

)

Figura 59 – Perfil de solidificación obtenido en PS-8, mostrando punto de

solidificación a 24 mm. La temperatura fue tomada a intervalos de 15 minutos y a distancias de 1 cm.

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Tabla 16 – Punto de Solidificación obtenido por efecto de las variables

Prueba Carrera (mm) Velocidad (cm/min)

Temperatura de Colada

(°C)

Flujo de Agua

(gal/min)

Línea de Sólidus (mm)

PS-1 5.5 26 1112 3 40

PS-2 5.5 8 1112 3 15

PS-3 5.5 26 1200 3 55

PS-4 5.5 8 1200 3 25

PS-5 5.5 26 1112 1.8 30

PS-6 5.5 8 1112 1.8 16

PS-7 5.5 26 1200 1.8 60

PS-8 5.5 8 1200 1.8 24

Se puede apreciar que el frente de solidificación se ubica a distancias entre 15 y 60 mm de la entrada de la coquilla, en función de los parámetros elegidos. El frente “baja”, se ubica en posiciones inferiores, para la velocidad de colada alta (26 mm/min) y presenta tendencia a “subir”, es decir, se ubica en posiciones cercanas a la entrada de la coquilla, al disminuir la temperatura de colada y tiende a permanecer en esta posición cuando se utiliza velocidad lenta.

Los efectos anteriores tienen relación con las características macroestructurales observadas. A velocidades de colada lentas se observan estructuras con orientación columnar axial, bajo estas condiciones el frente de solidificación tiende a subir, y el tiempo total que tarda en solidificarse el material es mayor. Esto tiende a promover la redistribución de solutos a nivel microscópico, dando como resultado una macroestructura orientada en forma columnar, pero ofreciendo la mayor ductilidad.

Sin embargo, como vimos en la tabla 15, pese a la variación en la ubicación del punto de solidificación, las propiedades mecánicas se ven poco influenciadas. Al variar el punto de solidificación varía la distancia que el material ya sólido recorre dentro de la coquilla. A mayor distancia (punto de solidificación bajo) la propensión a dañar la “piel” es menor. Esto permite decir que no existe una correlación entre la subestructura de deformación observada en la zona superficial del alambrón y las propiedades mecánicas del material y con ello la formación de grietas.

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V. CONCLUSIONES 1.- La propagación de las grietas en el alambre de bronce fosforado se da a lo largo

de los límites de grano. Encadenando a estas grietas se encuentran precipitados de color azul-grisáceo, los cuales están asociados con altos contenidos de Estaño y Fósforo.

2.- El bronce fosforado que presenta una microestructura formada por un arreglo ordenado y homogéneo de dendritas posee también buena ductilidad, mientras que el bronce fosforado con arreglo dendrítico desordenado y heterogéneo posee baja ductilidad e inclusive presenta falla prematura.

3.- De los parámetros de proceso estudiados, la combinación de baja temperatura de colada, baja velocidad de colada y carrera corta produce bronce fosforado C51000 con microestructuras más ordenadas, alta ductilidad y propiedades mecánicas uniformes entre inicio y final de cada rollo. Los tres parámetros estudiados están interrelacionados.

4.- El uso de boruro de calcio como refinador de grano en bronce C51000 produce microestructuras muy finas y ordenadas, incrementa la ductilidad y permite obtener alambrón con alta ductilidad inclusive a velocidades de colada altas.

5. No se pudo establecer una correlación entre la subestructura de deformación observada en la zona superficial del alambrón y las propiedades mecánicas del material y con ello la formación de grietas.

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VII. BIBLOGRAFIA

[1] Introducción a la Metalurgia Física, 2ª edición Sydney H. Avner McGRAW-HILL, 1990

[2] Standards Handbook. 8th edition Alloy Data/2. Wrought products. Copper Development Association Inc. 1985

[3] Metals and Alloys in the Unified Numbering System. 3rd edition Society of Automotive Engineers, 1983.

[4] Metals Handbook. Desk Edition, 10th edition American Society for Metals, 1998.

[5] A practical Approach to Continuous Casting of Copper-Based Alloys and Precious Metals. 1st Printing Robert Wilson The University Press, Cambridge UK, 2000

[6] Copper Its Trade, Manufacture, Use, and Environmental Status. 1st Printing Günter Joseph ASM International, 1999.

[7] Metals Handbook, 10th edition Volume 2. Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials ASM International, 1990.

[8] Metals Handbook, 9th edition Volume 15. Casting ASM International, 1992.

[9] Principios de Metalurgia Física, 2ª edición Robert E. Reed-Hill CECSA, 1986

[10] Metals Handbook, 1st Printing Volume 3. Alloy Phase Diagrams ASM International, 1992.

[11] Phase Transformations in Metals and Alloys, 2nd Edition D.A. Porter and K.E. Easterling CRC Press, 2000

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[12] Fundamentals of Solidification, 4th Edition W. Kurz and D.J. Fisher Trans Tech Publications, 1998

[13] Heat Treatment, Structure and Properties of Nonferrous Alloys, 5th Printing Charlie R. Brooks ASM, 1995

[14] Solidification in Continuous Casting. Rudi G. Piesche Brit. Foundryman, 1970. Pags. 85-90

[15] Structure – Hot Processability in Copper Base Alloy Casting. P.D. Renschen and B. G. Lewis Continuous Casting of Non-Ferrous Metals and Alloys. TMS, 1989. Pags. 107-118.

[16] Comparison of Phosphor Bronze Metal Sheet Produced by Twin Roll Casting and Horizontal Continuous Casting. J. D. Hwang, B.J. Li, W.S. Hwang and C.T. Hu Journal of Materials Engineering and Performance. Volume 7(4) August 1998. Pags. 495-503

[17] Structure and Properties of a Strip-Cast Cu-Ni-Sn and Al-Si-Cu Alloys. E. Essadiqi, J. Blain, L. Mavropoulus and J. Masounave Continuous Casting of Non-Ferrous Metals and Alloys, TMS, 1989. Pags. 187-204.

[18] Effect of process variables on microstructure and segregation in centrifugal casting of C92200 Alloy. A. Halvaee, A. Talebi Journal of Materials Processing Technology. 118 (2001). Pags. 123-127.

[19] Microsegregation and Dendrite Arm Coarsening in Tin Bronze E. A. Kumoto, R.O. Alhadeff, and M. A. Martorano Materials Science and Technology. September 2002, Vol 18. Pags. 1001-1006.

[20] Metals Handbook, 9th edition Volume 9. Metallography and Microestructures ASM International, 1990.

[21] ASTM E 8M-04. Standard Test Methods of Tension Testing of Metallic Materials. ASTM International, 2004.