Di r ecci ó n:Di r ecci ó n: Biblioteca Central Dr. Luis F. Leloir, Facultad de Ciencias Exactas y Naturales, Universidad de Buenos Aires. Intendente Güiraldes 2160 - C1428EGA - Tel. (++54 +11) 4789-9293

Co nta cto :Co nta cto : digital@bl.fcen.uba.ar

Tesis de Posgrado

Análisis químico, metalográfico yAnálisis químico, metalográfico yensayos mecánicos de aleacionesensayos mecánicos de aleaciones

aluminio-cobre, con distintosaluminio-cobre, con distintosporcentajes de cobre, bajo diversosporcentajes de cobre, bajo diversos

tratamientos térmicostratamientos térmicos

Bauckhage, Huberto G. A.

1950

Tesis presentada para obtener el grado de Doctor en Químicade la Universidad de Buenos Aires

Este documento forma parte de la colección de tesis doctorales y de maestría de la BibliotecaCentral Dr. Luis Federico Leloir, disponible en digital.bl.fcen.uba.ar. Su utilización debe seracompañada por la cita bibliográfica con reconocimiento de la fuente.

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Cita tipo APA:Bauckhage, Huberto G. A.. (1950). Análisis químico, metalográfico y ensayos mecánicos dealeaciones aluminio-cobre, con distintos porcentajes de cobre, bajo diversos tratamientostérmicos. Facultad de Ciencias Exactas y Naturales. Universidad de Buenos Aires.http://digital.bl.fcen.uba.ar/Download/Tesis/Tesis_0618_Bauckhage.pdf

Cita tipo Chicago:Bauckhage, Huberto G. A.. "Análisis químico, metalográfico y ensayos mecánicos de aleacionesaluminio-cobre, con distintos porcentajes de cobre, bajo diversos tratamientos térmicos". Tesisde Doctor. Facultad de Ciencias Exactas y Naturales. Universidad de Buenos Aires. 1950.http://digital.bl.fcen.uba.ar/Download/Tesis/Tesis_0618_Bauckhage.pdf

UNIVERSIDAD DE BUENOS AIRES

FACULTAD DE CIáNCIAS EXACTAS, FISICAS Y NATURALES.

ANALISIS QUImICO, METALCGRAFICO Y ENSAYOS MECANICOS

DE ALEACIUNES ALUMINIO-COBRE, GUN DISTINTOS PORCENTAJES

DL COBHE, BAJO DIVERSOS TRATAMIENTOS TERMICOS.

{mi}: G¿8

Tesis pala optar al título de

DOCTOR EN QUIMICA

Presentafln por

HUBEBTO G. A. BAUCKHAGE- LUIS J. PASSINI

. _ . h; 1950 —Añó ae1 Libertadef General San Martín.

A M I S

QUERIDOS PADRES

Huberto G. A. Bauckhage

A M I S

QUERIDOS PADRES Y HERMANOS

Luis J. Pasaini

L_(}__“ADECIMIENTO

Deseamos dejar constancia de nuestro más profundo a­gradecimiento al:

Dr. Reinaldo Vanossi, nuestro padrino de tesis, por su amabledisposicion en los problemas planteados.

Ing. Roberto Davypor su entusiasta y generosa colaboración entodos los aspectos del trabajo.

Dr. Arturo Cairo por la noble capontaneidad al facilitarnos loselementos del laboratorio a su cargo

Ing. D. Santini por su altruista diSpósición en la fundicióndel material.

Dr. Eduardo Garcia por sus oportunos consejos y gentíloaas enlos trámites inherentes a la obtención del laboratorio.

Ing. SimónDelpech por su amable atención en todas las oportu­nidades.

Ing. Roberto Carpentieri por su dispuesta colaboración en larealización de los tratamientos térmicos.

Ing. Vela Huergopor su amabilidad al facilitarnos los elemen­tos del Laboratorio de Ensayos de Materiales de la Facultad deCiencias Exactas de Buenos Aires.

Dr. Rogelio Trelles por la concesión del laboratorio para elanálisis químico.Dr. Zanalda por su deforente atención.

Ing. MarCeloDurricux por sus reiteradas gentilezaa

Dr. Teófilo Isnardi y Dr. Juan D'Alessio por permitirnos traba­jos en el espectrógrafo.

Ing. E. Sturla por aus indicaciones oportunas

Sres. Jesús y Juan Carlos Rodriguez por sus amabilidades en laprosecución de trámites administrativos.Sres. Lorenzo Fiorio, BienVcnido Mazarioho y Luis Diaz por susingular disposición al realiza: diVersostrabajos.Dr. Bach, Dr. Catalano, Dra. Mórtola. Ing. Jaureguy, Dr. Cava­tcrta y los Sres. Kobelt, Ackerman,Conforti. Nicolás Maliettag\ni, Manuel Giadaz, José Ciani, Ortegosa. x

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._4._1.‘Ï_4..P_I.._5_ISQUIMIC-O, «M'E'TALOGRAFIFO

Y ENSAYOS MECANICOS DE ALEACIONES

ALU’MINIQI'gCOBRIE CON ngvscvïumos POR­

QFE‘NTAJEQ Dj 0,0,BÉEYLÏBAJ¿Q_'DIVERSÓS

E‘ÁAAQAJIIBNTOS ELEILMÁLCLLQ.

I. Propósitos dol presente trabajo. P48. 1II. Antecedentes e introducción teórida

l) Las aleaciones aluminiovdobre 22) El sistema aluminio-cobre 5

3) Ensa os mecánicos, funzamentoaaï EnSayo de tracai n 8Ensayo de dureza ll

4) Los tratamientos térmicosa Teoria do los mismos 14b Factores que influyen sobre las

propiedades mecánicas y loa tra­tamientoz térmicos 29a) Variaci n de las pro iedadoa me­cánicas con el tratam anto térmico 40

5) Metalografía de las alancionos Al-Oua) Generalidades 46b) RcactiVos 47c Constituyentes 49d Estructura 52e Variación de la estructura con

el tratamiento térmico. 53

III. Parte experimental.

1; Fundición 552 Análiáis químicoa) CualitatiVO 59b) Cuantitativo 62

3 Tratamientos térmicos 684 Ensa o de tracción

a Su realización, probetas 70b) Variación de los resultados gon

el tratamiento térmico 725) Ensayo de dureza 826) Análisis metalográficoa) Pulido 9°b) Análisis metalográfioo propia­

mente dicho. 93

IV. Conclusiones 13?

V. Bibliografía 124'

-oooOooo­

I. PROPOSITOSAQEL

PRESEN__€_['E TRABAJO.

Cuandose repone la realización de un trabajo. sesupone un plan de 1a or previo. Sin embargo, este queda supedi­gado Í los factores circunstanciales que pueden obligar a modi­lcar Oo

En efecto en el plan de tesis, se pensó hacer el es­tudio de las variaciones de las propiedades mecanioae de laestructura metalográfica que sufririan aleaciones de a uminiocon porcentajes aproximados del 4 , 8 y 12 % de cobre por efec­to de diversos tratamientos térmicos. El objeto original deltrabajo no fué modificado fundamentalmente, pero debido a cau­sas ajenas a nosotros mismos,las aleaciones utilizadas tuvie­ron los siguientes porcentajes de cobre:

A 2,3 % de CuB 5,9 fi n uC 7,5 % n n

Tal modificación no impide que las conclusiones obtenidas seanvalederas aún para aleaciones comercialmente empleadas y decomposición qu mica distinta, porque las mismas no difierenfundamentalmente en su composición de las nuestras.

La elección de aleaciones tan simples, se debió alhecho de que la obtención de aleaciones m‘á complejas hubierasido aún más dificultosa para nosotros, du lo ue fuera la deestas. De haberse usado aleaciones adquiradas irectamente enel comercio, se hubiera desconocido quizád su exacto origen,condiciones de fundición y tratamientos anteriores, fuera dela dificultad de conseguirlas dadas las condiciones actuales deimportación. dado que en su mayoria sen de procedencia extranrjara.

Por otra parte, entendemosque ul estudio de aleacio­nes de este tipo se halla aún muypoco adulantado en la Argen­tina faltando al menos, publicaciones y datos al respecto.

Escaseando también en las biblidteoas públicas delpais muchasrevistas y publicaciones extnnnjeras especializa­das, hemostratado de compilar en la parta teorica todo lo rc­ferente al tema que nos fuera posible comnultar.

La primera parte del trabajo consistió en el AnálisisQuimicocompleto de las distintas aleaciones. Si bien es ciertoque es una parte fundamental para la posterior ejecución de lalabor, no fue el objeto primordial. Este fiuó la variación de laspropiedades mecánicas y tecnológicas por acción de los princi­pales factores del tratamiento térmico, como asimismo su in­fluencia en la estructura metalográfica.lil análisis metalográ­fico pretendió establecer una rclación<pge permitiera distin­guir los tratamientos térmicos sufridos Lxu'una aleación pormedio de ataque por reactivos apropiados y su observación meta­lografioa.

A1 realizar nuestro trabajo nos encontramos con nume­rosas dificultades que fueron desde la obtención de la fundiciónde las aleaciones hasta la de los aparatsos necesarios, razón porla cual se debió trabajar en diversos lamboratorios. Felizmentela mayoria de estas dificultades, pudo saer allanada gracias a1a singular gentileza y buena voluntad ¿kzlas personas cuya nó­mina tenemos el agrado de detallar en unna dc las primeras pagi­nas.

A

-- —--_...._...._-a.-.“- un.-_.-...._.-..-.. ....­

II. A N T E C E D E N T E S

E INT‘RODU'CCION TEOBICA.

1) LAS ALEACIONES ALUMINIO-COBRE...

i Cuando, alreñeaor del ayño 1886, el aluminio evolucio­no a ser un metal iniustrial, sus aplicaciones se hallaban obsta­culizaaas por su baja resistencia mecánica y dureza. Se intentoinmeaiatamente mejorar estas propiedanes por aleación con Zn, Ni,Cu 'Ee, Sn, Mn, W, Sb, y mezclas de ellOs. Pero se obtuvieron en,general, aleaciones frágiles, y Ge baja resistencia a la cerrosion.Hasta el 1900, las tentativas no fueron raciOnales, sino muyin­ciertas y empíricas.

, El Zn se presentó como uno de los primeros metales aealeacion, Las aleaciones binarias Al-Zn presentaban numerosa incon­venientes, que más taria se quisieron eliminar formando aleacionesternarias Al-Zn-Cu. Esto llevó a 1a eliminación del Zn y surrióJe estas tentativas la large serie ae aleadones con base Al- u,hey conocían. Apesar He ser las aleaciones Je Al más antiguas, si­guen teniendo un gran uso para la fundición. Presentan muchos in­convenientes, pero en general tienen propiedades aceptablesw

¿l paso siguiente a la creación de las aleaciones Al-Cu,fué el agreg.ño "e ¿n para üisminuir 1a corrosión; luego se fics­cabrio que una cepccie Re temple mejoraba sus cualidañes, y se a­TIPS? tambien Mg. En 1910 fue introducido por Wilmel duraluminioÏifiüu, 0,3%35, 0,5%mn,resto Al), primera aleación susceptible ce"envejecimiento natiral", capaz de sufrir toüas las ventajas Geltratamiento térmico, de alta resistencia y trabajabiliüaü.- Allíempiezael estuflie racional de los tratamientos térmicos, y lacreación "e les aleaeiones Al-Si (lautal, anticorodal, Alarey,51 S), se la aleación Y (19?O) y toda la serie ae aleaciones aeAl usaaas 01 la actualiaaa. (Panssri 10)

Las aleaciones ee Al son numerosas y constantemente vaen aumente s; nímero y complejiüañ. Los elementos mas comunmente“leafio; con el A1 son: Cu hasta 10%, Si hasta 14%(ocasiónalmentehasta 23%), mg hasta 10%, mn hasta 2%. Zn hasta 90%, Ni hasta 4%y Fe Haste Efi. ocasionalmente se ngrevan pequeñas cantiñaics ieotros elementos, p. ej. Cr, Bi, Pb, Ti, Cd, Sn, Na y V. - Las alea­ciones “6 A1 pueden ser clasificañas en 60s grupos: a) nleflCiOncs

y b) alcaciqwes forjañas. Pocas veces aleaciones ie igual,composición se en;lean en ambas formas.- Hacemossiempre abstracciel

UT]

*;n¿iaas

¿e las al .cionos madre, ¿señas para efectuar agregaios con finesae eleaci n,(a.ej. 33%y fiüñ de Cu) y de broncas ae nl (fibu >60Ue las aleaciones forjañas algunas pneden ser canarcciñas por tra­tamiento térmico, mientras que otras lo pueden ser solamente portrabajo en frío. Las aleaciones fin"iflas paeflen o no ser me; rn­ñns por tratamiento térmico. Se pueden clasificar segin su metoñode fanñición en: para funñir en arena, para moldes permanentes, .y aqlellas earn funüir a presión. L las aleaciones funiiñaS'perte­nacen las aleaciones Al-Cu. ( Dew?ell,?) , '

Extensas t'hlns sobre las propieiades mecánicas, aesigna—ciones comerciales, tratamientos térmicos, etc. pueden verse en( “eaiell,?; Pnnsefi,10; Eoyt, 26; Wolüman,27' A.F.n.,29;30; Camm32; L.S.I.m.,13, Jaennecke, 71; Claus,72¡ ete.), a mas¿e los fo­1I. letcs explicativos ae las compañías productoras, comop.81. Alu­minum Import Gorporation, 33; The British Aluminium 60,34; ALQLN .55; etc. - nn general faltan publicaciones ae trabajos sistematicoasobre toño ie las aleaciones no normalizañas.

——-ooOoo--­

r13

Desde un punto de vista general, y de acuerdo conmeníolfo (9), pueñen distinguirse 5 grupos de aleaciones Al­Cu comerciales:

l} Aleacionea con un conteniao dc Cu del 10% o mayor2) Aleacioncs con un contenido de Cu de 6-8%3) Aleaciones con un eonteniflo ae Cu de 4-6%4) Aleaciones que contienen Cu y Si5) ileaciones que contienen Cu y Zn

Nos interesan las 3 primeras.

l) ¿leaciones Al-Cu con 10 o mas porciento de Cu.

I Tienen generalmente una composición entre los siguien­tes limites:Cu 9-14%

o- 0,5%También se isa una aleación con 14% de Cu y hasta 7% Si. Mn yNi se añeñen algunas veces hasta un 1,5%. Zn, Sn y Pb puedenestar presentes comoimpurezas en porcentajes de hasta 0,5%caña uno, en material secundario. También son agregados algunasveces Ti, Cr, V, Mo, como refinaóores de grano hasta en un 0,313El material secundario proviene He la refusión y refinación dechatarra ie aluminio.

El tratamiento térmico que se practica para estas a­leaciones de Al es: solubilización a 450-510fi0por 4-12 horas,enffiamiento brusco en agua y envejecimiento artificial a 150­QOOECper4-1? horas. Para funüiciones en moldes permanentes, seomite 1a solubilización, ero son artificialmente envejecidas.L veces son estabilizadasïreeociflas) a 500-55020 por 5-4 horas.Pucaen ser funñidas con facilidafl, sobre toño cuando contienenmuchoSi, al que sin embargo reduce las prepiedañes mecánicas.Estes pronieaades mecánicas tienen los si uientes valores apro­ximaflos: (Psizlibras por pulgaaa cuadraüaí .

Limite de Resistencia Alarg. Durozafluencia0,2%a la tracción Brinell

fcnñifla ¿n arena 15—2010-14 20-25 14-18 1-5 60-100i";m y first. term. 20-30 14-21 30-55 21-25 0-1 90-130fJnÜ. en molde permanent218-25 15-18 25-30 18-21 4-2 70-110iüem y tratada term. 25-55 18-25 55-45 25-52 0-1 100-140

(looopsing/mm2xiooopsü(kgfim2) HsoO/ïxyso

¿lcee. con lOfiomfis Cu

La resistencia a la corrosión no es particularmentebueno. como sucede para todas las aleaciones con Cu. Su usoprincipal es para pistones; sin embargopresenta diversos in­convenientes para elle; comoser alto coeficiente de expansion,combinaño con crecimiento permanente.

2) Aleeciones Al-Cu con 6-8 % Cu.

Los límites de composición usual son los siguientes:Cu 6-8FC 70Sn 0 - 1%Si c,3— 4 %Zn O 4 2,5 % I

Se emplea generalmente material secundario para su produccion.Por ello se encuentran ah, Ni, 0;, Pb como impurezas. El % GeMgdebe ser inferior al 0,1 % g Pues colorea la superficie dela aleacion. Algunas veqes se agrega T1, V, M0, CI y hasta Cbcomorefinaaores üe grano, en porcentaje ñebajo del 0,5 .

I La temperatura máximade solubilización en el trata­miento termico es ao 52080 y se practica en la misma forma queen las aleaciones anteriores. Sin embargo, generalmente no son

4O

sometidas nl tratamiento térmico.- Pueden ser tundidcs con ra­cilided, 059601a1mente cuando contiene Si. No son tan bien mg­quïLablcs comolas anteriores. Las propiedades mecánicas apro­ximedns se den a continuacion:

Límite de Resistencia Alarg., DurezaFluencia 0,2% e la tracción % sobre Brincll

¡aleación con 6—8%Cu 1000951 kg/fi'mz lOOOpsi ¡[3,611122 in. ¡1500/10/30Feadide en arena 10-15 7-16 18-25 13-18 -2 65-75idem en moióe perm. 18-25 13-18 22-30 15-21 2 70-80idem e presion 20-25 14-18 30-35 21-25 2-2 70-80

La resistencia a la corrosión es menosque en las alen­cienes anteriores.- Constituyen la mayorperte de la producciínNorte-emericnna de fundleíenes y se conocen con el nombre deLlencibn N2 12; Sen usadas extensamente con multiples propecitos.Su difusión proviene de la facilidad con que pueden rendirse,y los amplios límites de composición admisibles, propiedadesque les permiten ser peones en pequeñas fundicionee que no pn­secn los medios para manejar aleaciones más complejas. En Europehan Sido des plazadas algo, sobre todo en los últimos años, pornleec1ones de mejores propiedades.

3) ¿lecciones il-Cu con 4-6 % de Cu.

Sl composiciónoscila entre los siguientes límites:Cu 4 - 6FG0,3Si 0,5- 5 %Sn 0- 2 %Zn o - 4 %

Se egre¿un ¿echas veces refinadores de grano, especialmente Tien Luzopn.—Une variedad de estas aleaciones contiene Ph y Bi,apreinnwdnrentc 0,5 %de cada uno. Estos elementeos son difíci­les de ¿lea? con el A1, pero mejoren la maquinebilidad de laselecciones.- Las aleaciones de esta clase que contengan canti­dades apreciables de Sn y Zn no son tratadas termicamente.­r«;: nlcscicnes con Si mayor del 0,7 %, el tratamiento térmicoque se practica es el siguiente: Solubilización a 500-51020por6 o 12 horas, templada en agua caliente. Las aleaciones con Simenor del 3,7 í necdun ser solubilizndas a temperaturas mayoresgeneralmente ¿EO-54090, seguido de templado y envejecimientoartificial. Este uitiuo es indispensable para el desarrollo desus mejn:es propieauños y se hace e 150-20080 por 4-12 horas.Se de e continuación una lista de las propiedades obtenidas.

Limite de Resistencia Alarg. Dureza| fluencia 0,2%5lntracci'n fi sobreBrinell

Alención con 4—6%de Cu lOOOpsi kgfimZIUOOPSÏ k me 2 in.H5001060Enndida en arena 10-15 7-10 18-24 13-17 4-10 60-80Idem y trat. term. 15-25 10-18 50-40 21-25 5-10 60-100fund. en molde porn. 12-18 8-13 22-27 15-19 5-10 70-90idem y trat- term. 27-55 19-25 55-45 25-52 5-10 75-120foraeda y templada 50-40 21-25 50-55 55-39 12-20 90-120forjndn y envejecido 55-45 25-52 55-60 39-42 10-15 100-130

Las aleeciones que deben se: forjadas contienen generalmentepoco Si.

La colada de estes aleaciones es dificultOsa, debidoe la baje fluidez y la cita contracción el enfrierse. El conte­nido de Sn o Zn mejora la fluidez, pero tienen entonces tenden­cin n ser frágiles en claiente("hot-shortness').- Puedenser ln­minadasbieu.- El trabajo de torneo de estas aleaciones es difi­cultoso, siendo más fácil en las elecciones tratadas termica­mente y en las que ontienn Bi y Pb.- La resistencia a la cerro­SlOn no es buena..S n usados sobre todo para piezas pequeñasfundidas en arena y luego tratadas termicamente.

' Hemosdada asi; una breve reseña general de las alea­ciones Al-Cu, para pnocer ha situacion que ocuparían las alea­c10nes_fundidas pan nosotros.

_ ILAN'T'EC HDNENT'ESE INTRODUCCION TEO_RICA

—-—v--——_r‘-‘-._..- ..

2. EL SISTEMA ALUMINIO-COBRE

El estudio del diagrama de equilibrio aluminio-cobrees indispensable para el entendimiento de la metalografia y delmecanismode los tratamientos térmicos de las aleaciones corree—”pondientes. En el extremo rico en cobre del diagrama,(0 a 1de A1) se encuentran los llamados bronces de aluminio. mientrasque en el extremo del aluminio(0 a lO % de Cu) se hallan las a­leaciones livianas aluminio-cobre que estudiamos. En ambosex­tremos se forman las soluciones sólidas correspondientes, teni­endo lugar en 1a parte media una serie de transfamaciones decompuestosintermetálicos.

Reproducimos,por lo tanto, solamente, la parte deldiagrama de equilibrio que corresponde desde 0 hasta 60 f Cu,que se halla en Mondolto(9) comoconclusión de los resultadosde diversos investigadores: ­

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Pero para nuestro estudio, interesa mayormente1a par­te de 0 a 8 % de ocbre del diagrama, que reproducimos a contin­uación, ampliada

JET/5; ¿e1- o

or1200

1000

6

Comose observa en la figura 1., se forma un euté­ctiCO con 33 % de Cu, que funde a 548 9 C, entre el aluminio yel compuesto intermetálico Cu A12 . El máximo que corres onde­ria a ese compuesto (que teóricamente contiene 54,1 %Cu estásuprimido, pues antes de ellegar a su temperatura de fusión ,se descompone en CuAl y Al. El Cu A12 entre una transformaciónalotrópica a 574 9 C con variación de volumen. Su Composicióna altas temperaturas no corresponde a 1a fórmula Cu A1 . Con­tiene desde 52,5 % Cu a 591 QC hasta 53,5 % Cu a 591 9 , enVez del porcentaje requerido de 54,1 %. Gonócese, además otraforma del CuAl , de parámetros cristalinos distintos a las dosformas mencionaas antes. Esta última es la primera que Preci-'pita durante el "enVejecimiento" y se considera generalmentecomouna fase de transición entre la solución sobresaturada decobre en aluminio y el Cu A1 2 com n. ï

En ambosgráficos, la curva ABrepresenta el equili­brio solución sólida de Cu en A1 (cuya composición para cadatemperatura queda indicada por AC)-1iquido (mezcla Cu-Al). De­bajo de BG, toda la aleación está en estado sólido, siendo unamezcla de solución sólida de Cu en Al y Ou A12 . En el áreaABC,existen en equilibrio,“la solución sólida de Ou en Al y elliquido, en ACDúnicamente la solución sólida. La ourVa CDre­presenta, en ambos diagramas, la solubilidad del Ou en el Al.Por ser de suma importancia, citamos a continuación esta solu­bilidad a varias temperaturas.

548 90 1018 er 5,65 % Cu525 ec 977 9 5,00 % Cu515 ec 959 9F 4,65 % Cu500 90 932 QF 4,00 % Cu450 ec 842 er 2,80 m Cu400 90 - 752 QF 1,30 % Cu300 vc 572 9F 0,50 a Cu

20 90 68 9F 0,10 % Cu (aproximadamente)

La curva CDrepresentaría también, las concentracio­nes y temperaturas a las cuales una solución sólida sc descom­pondria al enfriarse. Pero esta descomposición, comoocurre enla gencralidao de los casos no tiene lugar sino por un enfria­miento cxtrumadamentc lento. Igualmente, depende del tiempo lasolubilización comose verá más adelante.

La práctica.dc fundición comercial ha demostrado quepermanece en solución desde un 2,5 hasta un 4 fi de Cu, depen­diendo del tiempo de enfriamiento, según sus permita establecercondiciones de equilibrio o no. La veloci ad de enfriamientodisminuye desde los moldes de fundición permanentes 0 refrige­rados hasta los de arena , usados en nuestro caso.

_ El diag ama de equilibrio no es rigurosamente correc­to para el caso de aleaciones preparadas a partir de A1 y Cucnmcrcoialmentc puros. Pero en las aleaciones en estudio, lacantidad de impurezas es pequeña disminuyendo aún más por suintercombinacion ( p.ej. Si y Pes. siendo pues des reciable eldesplazamiento de las curvas producidas y no alter ndose losconceptos derivados del diagrama.

Resulta oanvsniente analizar el comportamiento de lastres aleaciones usadas, durante 1a fundición con respecto a lacantidad de Ou solubilizada teóricamente. La cantidad de Cu to­

tal es del 2,33 5.9 y 7,5 fi y supogdremos que su estadO. unavez en los moldes respectivos, eat, representado por los puntos1.2.3 de is fi 2. Para 1a primera al l aquí ¡va|1a empe­rntura, consumer e solidiiicarse 1a soluo ón! e Ou en A decomposición x "" , siendo x' la composición del liquido fundi­do cn equilibrio con la-Solución. Al enriqueccrse en Cu el li­quido fundido, se enfría a lo largo de ABn'SEparándose solucio­

"1f

nee de Cu en A1, cada vez más ricas en Cu según AC. Se solidifimca la última gota de liquida, cuando la composición de la solu­ción llega a X"u Desdealli la aleación , constituida entera­mente por una solución sólida al 2,3 %, se enfría verticalmentehasta lle ar a la eurVa 0D. En este punto, tendrá lugar una des­composicion , aunque fuera pequeña, de la solución en Cu A12 yuna solución más pobre en Cu, de composición indicada para ca­da temperatura, por CD. De manera que la aleación fria estaráconstituida por una solución sñida en Al con l-2% Cu y el com­puesto Cu A12.

La segunda aleación, representada por Y(figura l) mos­trará un comportamiento similar, pero la cantidad de Cu (5.9 %)es suficiente para que la composición de la solución sólida al­cance el punto C (saturación con 5,65 % de Cu) y la del liqui­do en equilibrio con ella el punto eutéctico B. La solución só­lida se enfría a lo largo de CD, teniendo lugar una disminuciónde solubilidad con la disminución de temperatura y el eutécticose enfría como tal ( mezcle solución sólida + Cu A12, con 38 %de Cu ). De manera que la aleación frpia estará constituida poruna solución sólida con 3-4 % de Cu y Cu A12 .

La aleación tercera, representada por Z, so conduciráigualmente, rcteniendo en solución también un 3-4 % dc Cu, puesllega también a saturación, pero será mayor la cantidad de cu­tóctico y por lo tanto de Cu A12.

Todo esto se Verificará aproximadamente si la solu­ción dada por la fundición comercial permitiera observar lascondiciones de equilibrio. Pero tanto la cantidad de Cu solubi­lizade , como la de Cu A1 y su distribución, depende de una se­ric_de factores que sólo Ïa práctica ha podido reVelar y que sedisotuirán másadelante.

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. ——.--_-._..

m“;l¿_é¿_3 H fi A_X;Q S M E C A N I C 0 Sa) ENSAYOS DE TRACCION .

Los ensayos de materiales son el conjunto de métodosy procedimientos destinaios a lograr el conocimiento del com­ortmuiento de los materiales ante diversas acciones fisicas yu aplicación en el perfeccionamiento del cálculo, la construc­ión y el mantenimiento de estructuras y máquinas. Entre ellos

.w: ensayos mecánicos, este es, los procedimientos experimenta­les que se utilizan para determinar las caracteristicas mecáni­cas, son los más importantes.

r-‘O7-1!­

Los ensayos mecánicos se clasifican en: ensayos está­ticos y dinámicos. Los primeros sc caracterizan por un creci­miento eontinuo y moderado de las fuerzas exteriores que actúansobre el material, desde un valor nulo hasta un valor máximo.Entre estos se hallan los ensayos de tracción que sirven paraestablecer las propiedades de resistencia, ductilidad, tenaci­dad y r,siliencia de los materiales.

' Para la realización del ensayo de tracción se utilizanmaquinas que por el tipo de transmisión empleada para ejercerla fuerza sobre la pieza a ensayar se clasifican en: máquinasde transmisión mecánica y máquinas de transmisión hidráulica.Ademáspor el sistema indicador de fuerzas se clasifican en:1. Máquinas hidráulicas; 2. Máquinas de indicador mecánico;3. Máquinas mixtas.

En todos los casos las máquinas constan de tres par­tes fundamentales: a) Un dispoá.tivo para producir los esfuer­zos o tensiones sobre la pieza a ensayar; b) Un medidor o in­dicador du la fuerza ue en todo momentoactúa sobre la piezaensayada; c) Un armaz n que permite vincular los elementos dela máquina, eliminar el peso del conjunto y reacciones que seproducen al operar descargándolos a tierra y órganos destinadosal trazado de diagramas.

El ensayo de tracción se realiza sobre probetas nor­malizadas, es decir, piezas muysencillas representativas delmaterial a ensayar, unificadas en sus características a fin depoder comparar resultados y prever el comportamiento en piezasmás complicadas.

La ejecución del ensayo consiste en colocar 1a "pro­beta" en las mordazas de la máquina y poner a esta en marcha,lo que hará que la pieza quede sometida a tensiones axiles cre­cientes dependiendo de la velocidad de carga, lo que será almismotiempo registrado por el dispositivo encargado de trazarel diagrama.

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¿n eneral tiene el aspecto de la figura para probetasde netules fr»giles y es llamado gráfico de las tensiones apa­rentes porque en él nd se tiene n en cuenta las modificacionesque de producen en la sección de la probeta.

En los materiales tenaces, superado el periodo elásti­co, se produce un escurrimiento del material, al que sigue unaÏauc plástica, ocurriendo finalmente la rotura de 1a probeta.En cambiocn los materiales frágiles, para los cuales corres­ponde cl diagrama, la rotura se produce sin que se hayan origi­nado alargamientos plásticos apreciables, o Sea que aquella co­incide aproximadamcntecon el limite de elasticidad o se apartapoco del mismo.

Sobre el eje de ordenadas figura la variable mecánica(carga) y en abscisas la variable geómetrica (alargamiento ab­soluto). Supongamosconsiderar el punto A, el segmento AC, re­presenta el valor de la variable mecánica y OCel de la variablegeométrica, en este caso el aumento de longitud:¿3 l. Si lofuera la longitud inicial de la probeta, la fórmula:

A 1.._=-ñro

También se puede tomar sobre el eje de ordenadas lastensiones (carga/unidad de superficie), en cuyo caso sobre eleje du abscisas se toman los alargamientos específicos, no va­riando 1a forma del gráfico.

Ïïgsesenta el alargamiento especí­

La primer parte de la curva,OF, es una recta, lo quesignifica que hay una proporcionalidad entre el alargamiento es­pecifico y las tensiones aplicadas expresada por la Ley deHooke:

¿ax o”donde '7 cs tensión y Li es un coeficiente de proporcionalidadllamada módulo de alargamiento, siendo su inversa:

L: E. el módulode elasticidad.°< )

La interpretación fisica del módulode elasticidad es:" la tensión en kgr./mm2. noceswria para producir 1a unidad dealargamiento" o en otros términos si la sección de la probetafuera de l mm2., E seria la tensión que hace ¿L :1, o sea queduplica la longitud primitiva de la probeta.

Si al llegar a cualquiera de as tensiones que corres­ponden a las deformaciones entre O y F realizamos una supresióngradual de la fuerza aplicada, el material producirá un nuevográfico que dependerá de sus propiedades mecánicas. Devolverápues, total o parcialmente el trabajo realizado para producirsu deformación. Se dice que el material es elástico si recupe­ra su forma una vez suprimida la causa que produjo su deforma­ción; llamíñdose límite de elasticidad a la resistencia que o­frcce el material a1 alcanzar la máximadeformación puramenteelástica, entendiendo por tal, la tensión que corresponde a lamismñ.(Punto F =‘\E ).

Para la determinacion deiÏE, se mide en el gráficola carga que corresponde al punto F y se divide por la secciónFo, inicial de la probeta. Para determinar E, comoen el gráfi­co de las tensiones en función del alargamiento especifico esla tangente del ángulo de la recta inicial con el eje de abs­cisas, se halla el coeiente ¿i . se determina en la formaque se hizo con ¿gy ¿3 g midiendo el alargamiento que co­rresponde a dicho punto y dividióndolo por el valor de la lon­gitud inicial de la probeta.

l ‘¡al"

40

A partir del punto F comienzan las deformaciones plás­ticas, poco apreciables, comohemos dicho, para el caso de matc­rieles frágiles, comolo son nuestras aleaciones de aluminio­cobre, hasta llegar a Z o B, que corresponde a la carga máximaque soporta la probeta y que es al mismotiempo la carga de ro­tura.

Estas defommacionesse manifiestan por un alargamientodu 1a probeta y una reducción dc 1a sección. Los valores del a­lara miento y de la reducción del área, se acostumbran expresarpor las fórmulas que a continuación señalamos:

Z .-”Í. . lOO z alargamiento porcentualo

donde: lr = longitud de la probeta en la roturalo = longitud inicial

y= %»¿;Eg7 FI. 100 z cstricción porcentualFo

donde: F0 = sección inicialFr = encción de rotura.

En los materiales plásticos, comose observa en losdiagramas, en tanto se produce un alargamiento general, la fuer­za que actúa debe crecer continuamente y cuando comienza 1a es­tricción la carga ya no crece, se mantiene constante un instan­te y luego decrece, en tanto que el alargamiento comola tensiónreal crecen.

El grado de plasticidad o de dcformabilidad en rela­ción con las deformacioneselásticas permite clasificar las sus­tancia: en frágiles o quebradizas y tenaces o dúctiles. Si unmaterial experimenta muypoca deformación antes de romperse se­rá frágil. La complejidad en la estructura es contraria a lamanifestación de la plasticidad, mientras que la regularidad enla malla favorece de manera especial el regreso a la forma pri:ni tiva. \

Diremos, que los valores comúnmente dados en un ensa­yo de tracción son los que corresponden al módulo de elastici­dad del material, el alargamiento porcentual y estricción por­centual y el límite de rotura o carga máxima, llamado comúnmen­te resistencia a la tracción.

Los valores hallados en estos ensayos se ven afectadospor numerosos factores, que deben ser tenidos en cuenta, parapoderles conferir valor.

En primer lugar la medición de la probeta debe ser re­alizada con cuidado, con aparatos adecuados y con una precisióndel 0,5 %. La colocación de la probeta en las mordazas, tieneimportancia, pues su mala ubicación puede dar lugar a que lascargas no estén dirigidas axialmente. La velocidad de carga,aunque en las máquinas comunes, no tiene influencia mayor, tic­ne relativa importancia, porque un exceso puede acarrear unarotura por impacto.

Agregaremosen la parte experimental, algunos detallesmás, al referirnos a nuestros ensayos.

—oo)oo—

..1?.)..EHE%E.Q.DE..P_UEDL,ZA_.

Dentro de 1a clasificación que hemos hecho de los en­sayo: mecánicos, el ensayo de dureza, se encuentra entre los queLe nn llamado ensayos estáticos.

Diremos en primer lugar que no existe una definiciónprecisa de la dureza, como tampoco de su opuesta la dulzura oblandura de un material. En general, para enunciarla se partede distintos conceptos, que sen difíciles de unificar, lo que hallevado a dudar de que esa denominación corresponda a una pro­piedad definida de los materiales. Por este motivo la determi­nación de 1a dureda de los materiales no da comoresultado unparámetrJ especifico, sino una resistencia a la penetración es­tática o dinámica, al rayado o al desgaste, producida por mediosarbitrariamente elegidos, resistencia, cuya expresión asumeunaamplia diVersidad dc formas, valores numéricos y unidades de me­dida. Se distinguen ensayos estáticos, dinámicos, por penetra­ción, por rayado, por desgaste, etc, que proporcionan, cada unode ell s, una definición peculiar de la dureza, dando por lotanto diversos valores numéricos, cuya correlación noes siempreposible. De aqui pues, la necesidad de la normalización, parapoder utilizar los resultados que en cada caso se obtengan.

La interpretación usual de la dureza es la que serefiere a la resistencia que ofrece un material a dejarse pe­netrar o desgastar por otro. Sin embargo, estas dos accionesresultan diferentes, dado que ciertos materiales pueden ofrecerresistencia considerable al desgaste y ser muyblandos respec­te a la penetración.

Entre los ensayos estáticos de dureza se incluyenlos ensayos por impresión (penetración) por medio de diversaspiezas, ya sea del mismoo de diferente material del que se en­saya. Uno deestos métodos es el del Dr. J.A.Brinell (año 1900).El método de Brinell, que fué utilizado en nuestros ensayos,"consiste esencialmente en apretar gradualmente sobre los meta­les y aleaciones una bolilla dura de diámetro D, con la cargaF y en medir después de suprimida esta, el diámetro de la im­presión".(Norma I.R.A.M. 104 P, Abril 1941).

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(

En este caso el valor H, se llama número de durezaBrinell y a veces coeficiente de dureza, y es la relación en­tre la carga F expresada en kgr. y la superficie S del casque­te esférico de la impresión en mm2.

H:w ..Parga__ü_w.._ = F = kgr­suñÏHEÏ'easq.esf. “3- "¿EEÏ‘

Este número de dureza Brinell se obtiene en realidad de laecuación:

2 F kgr.H = .__...-_ .....__ . .-_..___._.­D < n - Vïn'é""—“á'á) “Mi.

Las principales especificaciones, entre ellas la DIN1«05, la BESAN9 240, 1926, y otras coinciden en la utilizaciónde esta fórmula para la expresión de H.

Las siguientes aclaraciones sobre el método, son unextracto de la norma IRAM,antes citada, con las acotacionesque se consideraron convenientes.

El diámetro dc la impresión dado por la bolilla, de­be medirse con una aproximación de 0,01 mm., tomándose el va­lor medio de dos diámetros medidos perpendicularmente con apa­ratos que permitan obtener la aproximación requerida. En nues­tro caso se hizo uso de un microscopio con desplazamiento mi­crométrico que permitía hacer lecturas con 0,01 mm.de aproxi­mación.'En muchoscasos para distinguir mejor los bordes de laimpresion, se ahumala superficie de la probeta antes del en­sayo.

" En general sólo son comparables los resultados ob­tenidos con una mismacarga y con bolillas de diferente diáme­tro". Conuna mismabolilla pero con distintas cargas los re­sultados por lo general no son concordantes , eligiéndose lacarga de ¿odo que el diámetro de la impresión tenga un valorcomprendido entre 0,2 y 0,5 D. En nuestro caso la norma reco­mienda, para aleaciones de cobre y aluminio, la utilización deuna carga en kgr. igual a 10 D2.

"Durante el ensayo las superficies de centato tienenque estar exentas de cuerpos extraños (aceites, etc.)", debien­do apoyar perfectamente sobre el soporte para evitar que se mu­eva durante el ensayo, no debiendo quedar después del ensayoninguna marca en la cara opuesta a la que se aplicó la carga.En cuánto a la superficie de la probeta deberá ser plana y puli­da a fin de poder medir el diámetro de la impresión con la exac­titud especificada. Para ello se preparará la probeta, evitando

‘que se produzcan calentamientos apreciables del material, niendurecimientos superficiales del mismo.

En ningún caso se podrán ensayar probetas de espesormenor que el diámetro de la bolilla. Para ensayar probetas deespesor menor que el diámetro de 1a bolilla, hay que superpo­ncr varias probetas del mismomaterial, hasta que el espesor,total cumpla lo antedicho. Ademásel diámetro de una impresiondebe distar 2d del borde y 3d del centro de otra impresión.

Las bolillas utilizadas podrán ser de 10, 5, 2,5 mm.de diámetro y en ningun caso de una dureza menor a 630kgr/ .

La carga deberá actuar perpendicularmente a la super­ficie de la probeta, de manera gradual, en vias de alcanzar elvalor máximoen 15 segundos (aceros) y actuar luego durante15 segundos más. Para metales blandos el tiempo de aplicaciónde la carga puede llegar hasta 3 minutos.

" Para caracterizar las condiciones del ensayo seindicará ademásdel resultado dl diámetr‘ de la bolilla (enm4.), la carga (en kgr.) y el tiempo de acción de la carga ensegundos.” Por ejemplo:

H /250/3o5D a 5 mm. F = 250 kgr. t = 30 seg.

Finalmente la norma señala que para aquellos metalesy aleaciones cuya estructura cristalina es tan heterogénea quehaga dispares los resultados de dos medidas en puntos próximosse aconseja efectuar varias determinaciones y expresar el pro­medio.

Para realizar el ensayo de dnreza.Brinell se necesita

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Lna ¿iqurna que permita aplicar las cargas con la Velocidadupcublecida, mantener la presión de la bolilla el tiempo espe­CifiCld , cargando en dirección normal a la probeta. Algunasméqunaa vienen provistas de dispositivos que permiten medirla profundidad de la impresión.

Entre las máquinas destinadas a este fin las hay conc04ando a presión, otras en las que 1a fuerza se ejerce a máqui­na o a mano por transmisión mecánica. De las primeras podremoscitar 1a.de Amsler ( que fue la utilizada en nuestro trabajo)cuyos elementos principales son: una bombade aceite, que per­mite efectuar el movimiento del émbolo, bajo una fuerza multi­plicada por el principio de la prensa hidráulica y comprimirla probeta contra la bolilla sujeta a la extremidad de un vás­tago que se mueVepor medio de un tornillo accionado por volan­te, al comenzar el ensayo; un medidor de fuerzas para un máxi­mode 5000 kgr.; el dispositivo de medición de penetración y elbastidor o sostén.

La ná uina de Amsler permite trabajar con diferentescargas máximas 1000, 2500, 5000, 500 kgr.) existiendo paraello una aguja que permanece indicando la carga máximaalcan­zada.

Diremos finalmente, que el método es más acertado yexacto para metales de dureza baja, dado que en aquellos dc du­reza superior a 400 la exactitud de las determinaciones no es¿uy grande, prefiriendose en estos casos otro método de medi­ción de dureza (Rockwell).

-ooOoo—

II) 4)‘ Loggyemvusmos TERMICOS

O) ’I‘

Les tratamientos térmico. son una ¡cria de calenta­mientoe,y enfriamientos. bruscos o lentor, a Iicados a metalespuros o aleaciones para mejorar las propiedc es mecanicas conun ñctcrminnúo fin.

edontras los tratamientos terminal para aceros y alea­ciones ferrosos se conce nn, emp richmonto, desde haccmuchotiempo; no rué sino hasta 1903u1911 on que Wiln en Alemania,observo cue poñin endurecerse ln aleacion llamada Duraluminio(5% Cu. si ng, %%me, resto A1) templúndoin dosao 50060 y ae­jnnñoln luego n temperatura (mbicnte. intel de este descubri­miento, su creia quo los fenómenosdebidos al tratamiento ter­mico se oircunscribínn n los materiales ferrosos. Hoy, el con­trfirio, se puede afirmar que el endurecimiento por precipita­ción; propio de los materiales no ferrosos. constituye la regla,y no le excepción comosOsteníen las viejas escuelas metalogra­fic s.- Existen dos tipos de tratamientos tórmicoc; el ll, alcual feriünucen los materiales ferrosos normales, oo posiblepor le existencia ie lineas de transformación en el soliflus ypor 1L posibilidnfl de impedir el pasaje grnñual al través ielos puntos críticos, mediante un_cnrriamiento.brusco.- A la 2acategoría de tïïïhüientbs {Einióos pertenecen todas las aleacio­nes susceptibles de enáurecer por “dispersión” o más rigurosa­mente por “precipitación” crítica ag una solución sobresaturadn,acl elemento o compuesto enaurecedcr; Este último fenómeno, nveces llnmnflo'tcmple estructural', os muygeneral. pero aüquicrepara los elecciones de aluminio una importancia especial, im­posible ic encontrar en_otro grupo de aleaciones.

La posibiliñad de Jbtcncr aleacionce industrialessusceptibles del cnñurecimiento de la 1° catergoria, depenae¿e los rectores indepenñientcs del experimentaaor. En efecto,es necesario que el sistema consiaeraao contenga: a) una Iascsetncstgble n temperatura ambiente y b que la curva de trans­formacion sc halle en un campode temperaturas y concentracio­nes renliznblcs tecnicamente. Es también necesario que 1a fasemetaeetebls tenga caracters utilizables tocaicnecnte.- En el29 caso, en cambio, el fenómeno puede ser provocado, por lomonosentre limites bastante amplios, por el cxperimentañor.31970, sicnae suficiente que en la aleación se-vcririgue la po­sibiliand de obtener la sobrcsnturación de una solucion solidamediante elección con un elemento oportuno o campucsto endure­ceñor. Debe hacerse notar que estando el fenómeno vinculado aln existencia de una solución solida las aleaciones que la pre­scnten, están situnñns alredeñor ac las composiciones próxinasnl metal puro, campoque coinciac con aquellas ie utilizacionindustrial mientrocucnte.á En general, c1 fenómenosde endure­eiaierto por precipitación de una solución sóliüa sobresaturadase verifica con adiciones ligeras del elemento o compuestoen­ñurcceñoICsoluto). Además,las aleaciones binarias se comportanfrente e un tercer elemento comoun metal puro, siendo entoncesposible mejorarlo aún más.

Toñus los metales dúctiles de uso corriente, comoelCu, Ag, Au, Fc, Pb, Ni, Pt, Zn y Sn, ¡nera del Al, forman alen­eioncs entre si y con adiciones minimales de otros elementos,cnpaCesde ser tratadas termicnmcntccon utilidad inüustrial.

Se pueae concluir que el descubrimiento del templeestructural ha conüucidc la ciencia de los metales a un campode conocimientos totalmente inesperado. Los resultados practi­cos del tratamiento térmico son de extremo interés: aumento del

15

100 %de la carga de rotura, del límite elástico o de langnze­2' a; san raros, ni es substancial la dificultad de ootclas. 3.e3. 1a adición de 2,5 fi de Be al Cu y el suoai icntetrotaniento térmico aumentan la dureza de 35 a 400 mms.­Las aleaciones de Al son por el momento, el eJem lo más eugen­tivo e industrialmente importante de la aplicacion de los trata­eientos térmicos. (Punseri,10)

r­

Las maneras por las cuales el A1comercial, relativa­aente blando, puede ser endurecido y fortalecido, ueden agru­parse en orden creciente, de la siguiente manera: ïBuflgen,ll)

l) A.C.P.(Al comercialmente puro) bruto de fundidón.2) A.C.B. fundido y trabajado en frío3) A.C.P. aleado con diversos elementos y usado en

estado bruto de fundición.4) A.C.P. aleado con diversos elementos y trabajadoen frio.5) A-C.P. aleado an divenns elementos, fundido y

tratado termicamente.6) A.C.P. oleada con diversos elementos,yfun4130,

trabajado en caliente y trataao termicamente.7) L: anterior, mas trabajad; en frío después del

tratamiento térmica.

El trntnj: presente esta restringido a 3) y 5). Para la COflPB'racicn de los datos experimentales nos tendremos que referiranchas voces a los resultados obtenidos con aleaciones forjadoso nrabajadas ('wrought alloys, Knetlegierungen" , pero la esen­cía del tratamiento térmico es la mismay por lo tanto sólo sealteran los valores absolutos de la variación de lao propieda­des nccánicas con el tratamiento térmico.­

El cuadro no es absoluto, depende de los elementosaleantes; el Pb y Sn, p.eJ. dan aleaciones más blandas.- El au­mento de dureza por otros eleaentos con el A1, puede ser debidoa la formación de soluciones sólidas o a la in traduccion departículas duras de elementos puros (aleaciones con Si) o com­puestos intermctálicos.(CuA12, ¡5281,

La dureza no es un indice absoluto de la resistenciao fuerza de un material, pues excesiva dureza 10 hace uebra­dize o inaproPiado para determinados fines de ingenio: a. PorÜÉGHPLJ,la adición de más de 14% de Cu al Al, aumenta la dure­za de la aleación, pero disminuye su resistencia a la traccionpor la formación excesiva de CuAl , compuesto quebradizo. y lareducción de la matriz que lo enc erra. Aunqueel término en­durecimiento por precipitación o envejecimiento("agebhardening“)significa literalmente aumentode dureza, en la practica se in­terpreta cono ausento de la resistencia del material, o unamejora de las propiedades mecánicas en general.

Se aplican a las aleaciones do Al fundidas, cinco ti­pos generales de tratamientos térmicoszl) Tratamiento térmicode saiubiiización; 2) Enve ecimiento; ) Solubilización y en­vejecimiento; 4) Recocido Ï'annealing"? o estabilizado; 5) So­lubilización y estabilización. (Spear y Ebert,49) Nos ocupamosGGl),2)ï F). El procedimiento 3 endurece el material fundi­y el 'doñlel 4 5) lo ablandan, haciéndolo mas ductil y traba­Ja e.

En la discusión del sistema Al-Cu, se ha visto queuna aleacion Al-Cu, está constituida fundamentalmente Por unasolucion solida de Cu en A1, y Gen tro de ella, comouna redmas o menos repartida y abundante, el compuesto CuAlz. El tra­tamiento termico aplicado a estas aleaciones y otras para en­durecerlas, se componede dos etapas: 12 Solubilizacion: ee 05°“cuta a alta temperatura, or un tiempo más o menos largo, en­friando luego bruscamentqïtemplaóo). Conello se obtiene una

_, '16«e. _ .—- ­

salieron sobresaturada de Od”enAl. 2a Envejecimiento o preci­rrtcïgünúáa temperatura ambiente o más elevada; precipita denuvvo al CuA12en forma repartida y eubmicroscpica, causandoel na'urecimiento.— Se ha prepuesto (Bud en, 11) 1a siguientertgresentación gráfica para el proceso. fig.l, pg.1ï

En la fundición, el CuA12se halla en partículas re­letivamente grandes, que no causan endurecimiento, a pesar deser mucho más duras y quebradizas que la matriz, como han demos­trado Ledidas de microdureza. - Es necesario para el endureci­¿iento, solubilizar tanto comosea posible del 5,65% de Cu so­luble, calentando por un tie po suficiente. Teóricamente debe­calentarse hasta la temperatura óptima para la solubilizacion,que es la eutéctica (54830) y luego templar en agua fría'parafijar en solución sobresaturada el Cu disuelto¿ En la prcticaes peligroso calentar hasta la temperatura eutectica por la de­formacien de los objetos y la posibilidad de sobrepasar los548 QC, causando fusión incipiente que arruina el material ydebe ser refundido.

La sobresaturación de las soluciones sólidas puedeexPlicarse por un esquema (fig. 2, pg.1ï),generalizado que com­prende al sistema Al-Cu. - Se considera un sistema binario ca­racterizado por la existencia de una solución sólida «(A ¿ for­zada por el Letal A y el compuesto AmBn.La solubilidad solidade AmBnen A es representada por la curva DD"; es máxima a latemperatura te y decrece hacia la temperatura normal. La solu­bilidad ¿éxiaa es representada por D (c%de B) y la mínima porD" (2% de B .

Imaginemos una aleación conteniendo 0% de B y (lOO-c)%A.Si la calentanos a la temperatura te por un tiempo sufi­ciente para completar la difusión del constituyente soluble yla llevamos bruscamente a temperatura normal por temple en aguafría, habremos obtenido una solución sólida sobresaturada deAmBnen A. En el caso considerado, la solubilidad es total yteáricenente todo el compuesto AmBndebe haber desaparecido,siendc la iragen ¿icrescópica una solución sílida hemogenea.w(A)

En la práctica estas condiciones ideales no Puedencumplirse, pues un calentamiento prelungade exactamente hastael eutcctice, no puede rcgularse tan bien. Aparecera fase lí­quida y la aleacion queda"quenada". La necesidad tecnica de o­perar el calentamiento con un cierto margen de seguridad, in­cluye entonces la solubilización de una cantidad menor de AmBn,inferior a la teórica.

Si ti es 1a temperatura práctica de templado (t14t9la cantidad de AmBnque se solubiliza estara determinada porla abscisa del punto D' o sea b%de B. Se sigue por lo tantela carga por DD' , quedando suprimido D'D". La microestructurano sera homogénea, se podrán reconocer trazas de AmBnSeparadafldurante la solidifícación a lo largo de DD'. Esa será la dife­rencia microscópica entre Lc( con c% de B) y Lb( con b% de Btempladas a ti.

La solubilización total de un componentees por lotanto practicamente sólo posible en el caso de aleaciones concontenido inferior al máximo, comoen el caso Lb. Para esta ul­tima, el factor de seguridad es tanto mayor cuanto mayor eattrti y el calentamiento podrá realizarse teóricamente hastatS , que puede ser muy superior a te.

, Un razonamiento análogo puede hacerse para la concen­tracion de B, superior a c%. En este caso, la cantidad de AmBn.sera obviamente tanto mayor cuanto más alto es el contenido deB de la aleación.

f?

La base de los tratamientos térmicos es que una so­l ‘Ïr . resnturada cs típicamente metaestable, comportándo­s: ".u una solucion de una sal en agua. foro el aumento della traza, tenacidad, etc., de tal aleacion metalica, no de­mp r? de 1a dispersión atómica del constituyente solubiliza­no, eine de la reprecipitación gradual bajo la forma de unadisrersión "critica", reprccipitación provocadaya sea porla temperatura ambiente(envejecimiento natural o espontaneo)o par una temperatura moderadamenteelevada (envejecimientoartificial). En otras palabras, el enduaecimientoes así run­ción esencial del templado, pero es provocado o favorecido pórcondiciones particulares del ambiente, que provoquenla repre­cipitación crítica del soluto.

volviendo al esquema, se ha notado Que se observquna estructura heterogénea constituida por una matriz funda+mental de solución, y por el compuesto AmBn.En estas condieciones se encuentra p. ej. la aleación que contiene b%de B,enfriada lentamente en el horno hasta la temperatura normal, yen general todas las aleaciones que contengan más de a% de B.E1 constituyente A B se encuentra ahora comorelleno enter­granular entre los cristales<X(A). Suponiéndolofrágil, con­stituirá un elemento rígido en una matriz capaz de ceder. Lasolubilización de todo el componente AmBn,reduce el cementointercristalino. pero aumentará1a dureza (resistencia a la deeformación; de la solución sólida sobresaturada. La reprecipitaeción de AuBn,bajo forma de dispersion.eritica, aumenta ahoraesa dureza, según un mecanismo menos claro que no tiene una in­terpretación universalmente aceptada. (Panseri, 10)

l Las aleaciones A1:Cuse prestan para una ejemplifica­cion del sistema, pero ademaspueden citarse los siguientes:

Aleaciones de Al con l—2%Mgy Si Constituyente 501.:Mg251Aleaciones de Al con 5-6% Cu más Const. solubles: Mgzsi4 lo anterior y CuAlug con 12%de aluminio Const. soluble: MngPb con 2% de Sb Const. Solublc: Sb puroFe con 2G % de W Const. soluble: F93W2

. En una aleación de A1 con 4,5% de Cu, todo el Cu pue­de ser solubilizado por un calentamiento prolongado a 52080 yla solución sobresaturada puede ser mantenida a temperatura am­biente mediante enfriamiento brusco. Después de un cierto perio­do do "incubación", comienzaa verificarse la reprecipitación,aún a temperatura normal, pero es acelerada por calentamientoa temperaturas entre 125 y 175 20.- La verificación experimen­tal de esta rcprecipitación es solamente indirecta, pues lasparticulas dc CuAl no son distinguibles por ningún micros­copio óptico. Cuandoel tratamiento de reprccipitación se veri­fica a temperaturas entre 200 y 55090, las dimensiones de lasparticulas de CuA12aumentan'por un fenómeno gradual de coales­cencia y la resolución al microscoPio es posible. (Trabajos deDix y Richardson: Am. Inst.Min. and Met. Ing. N8 l, 554 E 1926)Para que esto ocurra, 1a temperatura debe ser inusitadamentealta y los períodos muy largosCsemanas y aún meses de calen­tamiento).

Sin embargo, aunque algunos investigadores olaman ha­ber obtenido tanbien por rayos Xevidencia de esta reprecipita­ción, debe concluirse que no existe un método experimental su­ficientemente sensible para demostrar la existencia de una repre­cipitación crítica del soluto en las soluciones sólidas sobre­saturadas. Las teorias ue se emiten representan más bien unenfoque del problema proximo a la realidad. (Penseri,10)

R.S.Archer (The.Al.1minumhaum,___naeexew—m11) ha

18 ­

“Ut‘LLpCiÜOla siguiente relación entre el tamaño de las par­'"u? _1a dureza:

_:-clon rccocida o estabilizado: diámetro aproximadoi/Lcuooa a a/loooo de pulgada.- Dureaa 30.Tenplada desde 54080: solución sólida, Cu atómicamente dis­persndo.— Dureza 60.

3) Templadadesde 54090 y envejecida artificialmente a 15080;CuA12pptado finamente, diámetro l/ïo.ooo.ooo de pulgda.Durero 110.

La»?

“9 V

Las particulas precipitadas pueden considerarse comocoloidales y por lo tanto presentan una superficie enorme.­Si la aleación no es enfriada bruscamente, el Cuno es reteni­do en solución, precipitando en forma de particulas relativa­mente grandes; el tamaño depende de la velocidad de enfria­mientc. Deben ser submieroscópicas para impartir duran a laaleación.

De manera que el envejecimiento por precipitación, omaduración, puede ser resumido así. El endurecimiento por en­vogecimiento puede ocurrir en una aleación en la cual algúnconstitu50nte es más soluble a una temperatura alta que a unabaja y en la cual un enfriamiento brusco fija este conttituyen­te en una solución sólida sobresaturada. Siendo sobresaturaday aetrcstable a temperaturas ¿ás bajas, hay una tendencia na­tural" lenta a temperatura ordinaria y más rápida si la tempe­ratura es másalta- a precipitar una parte del constituyentedisuelt¡, La "precipitación" del constituyente en cxcesoocurreen forma de pamículas submicroscópicas, distribuidas al travesde la ¿asa de la solución sólida y esto causa el endurecimien­tu.- El tamaño de las partículas aumenta hasta un tamano crí­tico, gue corresponde a la máximadureza. Aquí termina en ge­neral :1 tratamiento térmico ñndustrial.. Aumentandoel tiem­po de permanencia a la temperatura de envejecimiento, más alláde este óptimo, las particulas aumentan de tamaño, y se hacenvisibles al microscopio. Este fenómenode coagulación o coales­cencia dependede la influencia recíproca de las particulas,que tienden a reunirse en elementos de superficie minima. Amedida que progresa, se reúnen esas esferas, de donde se diceQue ocurre una "esferoidización' o "globulizaciónj del con­stituyunte en cuestión. El diagrama ideal del feñoaeno de en­vcjeciniento seria el de la figura 3, ngS. (Panseri,10

El proceso de solución y precipitación puede ser re­petido dndefinidamente. Noexiste una temperatura “crítica” pa­ra obtener endurecimiento al enfriar bruscamente, pero el en­durecimíento es mayoral enfriar desde temperaturas más altas,pues a mayor temperatura se disuelve más Cu y por lo tanto pue­de precipitar más.- La solución sólida puede ser conservada,después del enfriamiento brusco, manteniéndola a temperaturasbaias ( menores de -5OQC. Esto es necesario cuando la alea­cion es capaz de envejecer naturalmente.

En cualquiera de las formas en que el Cu, como CuAlgexiste en una aleación, es este elemento el a ente que endu­rece, siendo más efectivo en una u otra forma%CuA12grueso,precipitado eubmicroscópico, coagulado, en solución) . Porlo tanto la dureza de la aleación aumenta con el contenido deCu, pero menos rápidamente cuando ha sido excedido el límitemaximode solubilidad. La homogeneidad de la aleación es ma­yor si el contenido de Cu es tal que pueda ser disuelto com­pletagonte durante la solubilización.- Además,aunqueparti­culas grandes no disueltas pueden aumentar la dureza, no au­mentannecesariamente la resistencia a la tracción, pues in­tcrrumpen la continuidad de la matriz y reducen la plastici­dad y ductilidad.— Estos hechos indican que la resistencia ala tracción máxima se obtiene con un contenido de Cu cercanoal límite de solubilidad sólida, que es aproximadamente 5,65%.

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9,--¿= a .«—;, ¿-5 ya? .5J¡ es iúposible llegar a la máximasuluh’ li ":d .

En cualquiera de sus formas, el Cu reduce la plasti­cidad de la aleación, y son por lo tanto más trabajables cuantohonor es el contenido de Cu. Sin embargo, reducción debajo del4%,decrece la resistencia de las aleaciones tratadas termica­aentc, y el tratamiento es poco efectivo.

La selección del contenido de Cu óptimo es por lotanto un compromisoentre resistencia y trabajabilidad, con susmejores valores a 5,5% de Cu, a nenes que se necesite mayordureza para propósitos especiales.

o 0 o

Nos dedicareuos ahora a tratar de exponer las diver­sas teorías emitidas para ex licar la causa del endurecimientopor la precipitación microscopica. Es necesario referirse aellas con algún detallo, pues contienen datos experimentalesútiles para la comparacion con las obtenidos por nosotros.

varios investigadores se dedicaron a averiguar la e­sencia del fenómenoque tiene lugar en la estructura íntima delos materiales durante el envejecimiento. Merica, Waltenbcrgy ScotttTrans. Au. Inst.Min. and Met. Eng. CL pg 913, 1919)fueron los primeros en proponer una explicacion teórica del fe­nünonce'n su teoría de la dispersión, atribuyendo el enveje­cimient: del duraluminio a la precipitación de diminutas par­ticulas de CuAlgde la solución sólida sobresaturada..Luego¿Dogoz. Jeffries y R.S. Archer (Chem.Met. Eng.24 (1921)1057)introduje:cn en esta teoría el concepto de una acciín escéni­ca, derivada de las partículas del soluto reprouipitadas a lolargo de los planos de deslizamiento. Se la llama teoría del“slip-interferenee" o "key theory". Se basa en el mecanismodeJeformaciín de un metal. Está demostrado que al sufrir un metaluna deformaciín plástica, se deforma cada cristal o grano,corriendose sus partes alo large de ciertos planos cristale- \graficos de facil deslizamiento. Entonces, según la teoria,las partículas submieroscópicas que precipitan causan endureci­aíento porque ellas son duras y fuertes actuando com) "llaves"theys) a nas bien comocunas en lso planos cristalogréficosde facil deslizamiento, dificultando así la deformacion, puesdificultan el deslizamiento de lso fragmentos de cristales ale largo de estos planso.

Aunqueesta teoría explica satisfactoriamenteel con?portauiento de muchasaleaciones, las objeciones surgieron dedos hechos: 18 Ausencia dé evidencia microscópica de part eu­las precipitadas cuando la dureza es máxima, aunque pueden servistas después de larg, recocido o envejecimiento, o sea cuandola aleación es blanda. 22 La dificultad de explicar sobre labase de precipitación los cambios en las prepiedades físicasque neo pañan el envejecimiento.— De ahí que las interpretacio­se hayan orientado a atribuir el envejecimiento a1 efecto defuerzas atómicas entre las partículas y sus alrededores, o sifueran de tamaño eoloidal, a la deformación del reticuladocristalino o si se tratara de una distorción del feticuladosin ocurrir precipitación, etc. Se sostuvo también que se do­bia a una uadifieaeiín aljtrípiOa del A1, pero nunca se ha ob­servado.—

Los trabajos posteriores fueron debidos a Gayler yPreston (Journ. Inst.Metals 1929 Vol.XLI, 191-234) e indepen­dientemente a Kokubo y Honda (Science Repords of the Tohoku Im­perial University, Series L, le XIX,N24, (1930)).

Los trabajos de Kokuboy Boda están dedicados a las

20variaciones en la. pïopielahns ¿{tiene de las aleaciones de A1.Se refieren a unas aleaciones toriadae, de manera Que no se3;.ïa: ocupara! con aleaciones fundidas le! valores absolutos,sin; su variación.- La densidad es una funcion lineal del ohn­tenido de Cu (fig. 4, pg.35)

La figura 5, de la pg.26 , señala la relación entrela densidad y la temperatura de envejecimiento. Las probetasfueron barrotes forjados, calentados durante 30' a 54580en unbaño de sles y enfriados bruscamente en agua a 1590, pulidas,lnvadas y su densidad determinada. Luego fueron envejecidas co­mc se indica en el gráfico en un horno eléctrico y entriedasen el horno. Se pueden resumir las siguientes conclusiones:la densidad de las aleaciones, después de enfriadas bruscamen­te desde 54520, es algo mayor que en las originales forjadas.En el A1 es constnte. A temperatura menor de 150 IC no se pro­duce cambio apreciable de densidad. tiene un mínimo a 6080, tan­to más pronunciado cuanto mayor es el contenido de Ou.- Arribade 15090, la densidad disminuye rápidamente, alcanzando un mi­nimo a 2709 8 y luego aumenta nuevamente. La densidad de lamuestra dejada enfriar lentamente desde 50080, es la misma quela de la original.—La resistencia eléctrica muestra curvassimilares. Hay un minimo, menos marcado que en la densidad, a35090. A mayor contenido de Cu, más pronunciado es el mínimo.Para 50020 no vuelve al valor original.

La relación entre 1a dureza y la temperatura de en­vejecimiento, se muestra en la figura 6, de la 93.27 . Se puedensacar las sigientes oonclusiones. La dureza aumenta por el en­fricmiento brusco y por el subsiguiente envejecimiento a tempneratura ambiente, pero el envejecimiento a 6000 1a disminugeligeramente. Cuandolas probetas ¡e tratan a temperaturas masaltas, la dureza aumenta rápidamente, alcanzando un maximoa1 17020, decreciendo rápidamente encima de 20080. La tempera­tura correspondiente al máximoaumento de dureza bajacon elaumento del 1 de Cu. La temperatura del máximo también decre­ce con un aumento de la duración del calentamiento; p.03. siel calentamiento es de 50 minutos, el máximotiene lugar a2503C, mientras que si es de 1 hora, os a 200iC. La dureza deuna aleacion forjada aumenta rápidamente hasta 2%¿0 Cu en"‘unccs aumenta lentamente, pero en forma lineal. con el nero­Linto del fi de Cu. x

El trabajo de Korubo y Honea( science Reports o: thePoho‘kuImperial UniversitI,L, UIA 19801)y IGWO “33°gen (11), trae un gráfico, que omitimnsg en 91 °Üal 99 mueaz‘ala variacicn de las propiedades fisicas de una aleacion CCHde Cu, junto con datos del analisis térmico. Se observa 00 ¿13gue currespondientemente a una absoroiSn de calor Velada 01la curva del análisis térmico, se verifica un pequeno cam 10en la densidad y resistendia eléctrica, mientras gue la'üurezflaumenta mucho y alcanza un máxim0-- Cuanao ocurre el müXimoen la curva del análisis térmico, es decir cuando hay eVOlu'¿ion de calor, la densidad, resistencia elétrica y dureza 519“minuyen rapidamente. Entre 270 y 40080, la densidad aumentarapidamente, y la resistencia eléctrica y dureza muestran unadisminucien lenta, mientras que la curva del análisis termicomuestra un des prendimiente de calor.

En base a los resultados experimentales, KokuboyHuniflemitieron su teoría del endurecimiento por envejecimientoEllos admiten, comolas teoría. anteriores. que el aumentodedureza debido al templado, se debe a la formación de una sole.Inivn salida sobresaturada, que tiene la tendencia a precipita!una parte de la sustancia disuefita aún a temperatura ambiente.9,7 lo tante, el primer proceso antes de 1a P1001P1‘°°1°n (°3°-=¿.fl‘replazamiento de lee {ítems} ¿e Ou dentro ‘3013 1'95 cris“}¿¿1na ag la sglucián sólinu) gqrá lento a temperatura ambiente.­=año :1 volumen atímice del Cu es menor que el del Al, donde

.i'..__ ...

21lo? “É :us ae Ce ser reemplazados por átomos deacu, tendrá2. . 2 :ï:ncuión de la red. Esto causa una distorción¿x 1. ¿si cristalinas y esta deformación aumenta la dureza,-: disse tiempo que aumenta ligeramente la resistencia elec­:r te, tal comose observa experimentalmente.- 'La pequena dis­;Lunzuónde dureza 3 resistencia eléctrica por envejecimientoa 639C_es el efecto de dos factores: uno negativo, Que los dis­minuyey una positivo, la distoreión de la red cristalina.

El efecto del envejecimiento desde 60-1702C debeatribuirse el efecto combinadode un progreso rápido del pri­ne: proceso y un progreso lento del segundo. Aquí la dureza au­menta considerablemente debido a distorsión de la red, pero ladensidad varía poco debido a lo mismo. Comola resistencia e­lectrica es afectada muypoco por la deformación de la red, pc­ra considerablemente por el proceso 22, de precipitación, debeconcluirse que la resistencia, en el mismoámbito de tempera­turas, disminuye ligeramente, que es lo que se observa. Duran"te 1a deformación, la energía potencial es aumentada, de maneraque se absorbe calor, que es lo que revela la eXperiencia.­Los autores Kokuboy Honda, son de la Opinión que el proceso22a "e precipitadión, tiene lugar rápidamente desde 170 hasta2709;, por lo cual tienen que disminuir rápidamente la resisten­"jí etcctrica y la dureza. En el mismorango de temperaturas,le dineidad también decrece rá idamente, pero ésto es solc a­. nte¿ por ne aqui la solucion sólida sobresaturada se des­cor: Qu en CHAlgy Al, que no están dispuestos en forma com­pacta. anina de 2702C, la agitación térmica de los átomos esbasLnntu grande y por lo tante, particulas aún dispuestas es­nav1oïanente ¿logse packed) empiezan a coagular y forman elrutieut: característico del compuesto.En este proceso, la e­Ine: ¿e potencial disminuye y se desprende calor, lo cual esconfirmado por la experiencia. Tambiénacompañan el proceso,LLauLeuto de Jensidad, la disminucion de dureza y resisten­cia electrica en cima de los 27090.

La teuria de Kokuboy Honda (pulicación citada), di­iíere de la teoría de precipitación anterior a su trabajo, don­de se supone gue el precipitado tiene un efecto de cuña'y que¡uy un g edo optino de dispersión corespondiente a la maximadureza. Para hay poca diferencia entre la teoría de KokuboyHonday la emitida por Gayler y preston en 1929.

De acuerd* con Kokubo y Hnnda: 12 L s átomos de Cucamtzen su lugar con algunas átomos de A1 para formar gruposlucales en lee cuales el Cuy el Al están en las proporciones¿Irrcctas para forner CuAlg. 28 Tales grupos locales son re­chnzadns del retícalado que les dió origen y forman moleculasde CaAlp. 32 Las m"lócu1as coagulan y forman el reticulado delcompuesto.

De acuerdo'con Gayler y Preston (Journ. Inst.Metals1929, XLI, 191-234): 12 La precipitación de la sustancia disuel»ta de la solución sebresaturada involucra la repulsión de loswt;_ce del metal disuelto del reticulado de la solución sólidanuij-lcdw de por la posible formacion de moléculas, procesoQuotrae :nnslgu una profunda alteración del reticulado. Esto. tanta le dureza y resistencia al envejecer. 22 Se forman mo­1 "¿las de CuAlz que pueden coagular.

Ambasteorbes postulan que la dureza máximadorres­‘wnde a una ÏlStOrCllü maxima de la dad, y precede la coagu­lazien: e: otras palabras, 1a teoria de “cuña” de Jeffries yL_cavr es rechazada pur las des. Máximadistorción ocurre du­rante e; reagrupamiento en el reticulado (K. y H. o despuésCol rechazo (G. y P. .—La deformación del retidulado ee hacenotar por el incremento de la resistencia-eléctrica que acom­paña lbs primeras pasos de la precipitación y del envejecimien­/

22.to. Mientras que la v¿r..eneia de deformación reticular haaida ñeducidfl sobre bases teíricas, la evidencia de los espec­

” wr-yos X de aleaciones envejecidas indica claramente; i. ensanchamiento de lineas que existe tal deformación en

c i'dcfnotable y que varía tal comoindica la teoría de la' "Sion del endurecimiento por envejecimiento: de acuer­> ,an el grade de dureza y resistencia electrica obtenidos en

.icccivos pasos del proceso. En las etapas posteriores del gro­c<so de envejecimiento y precipitación, cuando la"coagulacion':c nace notable y la sustancia precipitada ha formado pequenoscristales, la resistencia eléctrica comientaa caer, la durezadísninuye y las líneas del espectro de rayos I se hacen menosdifusas.

, Estas teorías no satisfacieron y en 1932 Herica (pub­licacion citada antes) retornó a su primitiva teor a para ex­plicar las anomalías fisico-químicas mencionadasanteS¡ Estateoría asuae el nombre de teoría de los nodos (knot-theory).Enella se admite que el verdadero envejecimiento, revelado por elmaximoaumento de la dureza y de varias otras propiedades, de­be tener lugar antes que las particulas adquieran el tamaño mi«CIOSCOinO. El mecanism del fenómeno se interpreta como la con­secuencia del reagrupan ento de los átomos del compuesto repre­cipitwd: en compleíos que ejercen una distorción reticular lo­calizadu, dandoas origen ala interferencia local al desliza­miento. Los nodos, o sea los complejos foraados, se crdonaríanen una forma norfológicamente semejante ql sistema cristalinodel solvente.

Las anonalías de la teoria de interferencia encontra­aon una explicacion elegante por Fink y Smith (uetals fechno­logï, vol. 6, 1939, pg. 1083). Ellos hacen notar que las ano­malias encontradas en la aplicación de la teoría de reprecipi­taeion deben dar lugar a una revisión de la misma, solamenteen el caso en que se acepte que la reprecipitación de diminu­tas particulas causa el mismoefecto que las partículas ya eo­nsulnügs sobre las distancias reticulares, densidad y resisten­cia electricaa lo que no es admisible al menospara as dis­tancias resi alerts; Operandoaobae ano aleación par cima con5,17 É do Cn, Pink y Smith no encontraron ninguna variación delroticulndo cuando el envejecimiento no produjo todnv a una repre­eipitacién visible e; microscopio, le cual está en contradiccióncon las teorías antes expuestas.- La primera evidencia de la va­riación de loa orránotros cristalinos se encontro despues de unenvejecimiento e 34 narco a Ivete o de 4 horas a 16026, o dek hora a 20020. Además, el parámetro reticular no pareció va­rinr uniformemente en toda la procesa. Solanonto una pequenapropcrción de las medidos hechas sobre la ninas probata dierona conocer una variación del parámetro reticalar cn los primerostiempos de la rcpruuipitación, mientra- que 1a distancia para­métrica normal era la media estadísticamente ropandoranto delas medidas sobre la superficie entera. A ¡ad da que aumentabaal tiempo de envejecimiento el porciento ae medidas de 1a con­atente reticulat modificada, aumentaba, pero aún a 256 horasa luuec, 128 horas a 16090 y 16 horas a 20020, pudo ser'obser­veda 1a constante tramétrica normal. Al examenmicroscopicola primera fase ev dente do 1a reprecipitación ae encontro des«yuós ño 3 meses a temperatura ambiente, o 1 hora a 10090, o 30minutos a 16020, o IE minutes a 20026. lateralmente. no fueronresueltos :or el microscopiolas partículas precipitadas, pero1o fueron los planos a lo largo de loa cuales la precipitacióntuvo lugar. Aello nos rafarircmos en 1a parte metalográfiea.

Las ti ran M 7, de la pg.28. ilustran esta. necnoose evidente de e las ua la reprooipitación o a iniciada antesque cualquier variaci n del parametro roticalar pueda car cocer­vnña y antes de que se observo una variación notable dc 1a car­ga en el limite de escurrimiento y alargamiento. Parece anton­

¿0.cen que el principio de la variación del alargamiento y de lacarga es preparcional a la precipitación de particulas submicros­e) icas qa solito. For lo que predede, no parece necesaria unana‘.f1cac:óu de la hipótesis Jeffries—Archer-Merioa. Las anor­;Jli”uaes de densidad y resistencia eléctrica pueden explicarser'n.11endo que sobre ellas tiene influencia primaria la dimen­síón de las particulas.

Según una hipótesis de Gayler(1937), basada en resul­tados experimentales sobre el sistema Gu-Ag, todas las aleacio­nes susceptibles de envejecimientoL son endurecidas por distor­ción del reticulo cristalino (teoria de nodos) y por precipita-_ción. Las curvas respectivas presentan dos sucesivos y bien dism“tntns máximosde dureza correspondientes a estas dos factores, \exceptuando el caso en que el envejecimiento se haga a tempera­turas tan bajas de no permitir la precipitación, o tan eleva­das que el primer factor no se puede observar por falta de tiem­po.- Haypor lo tanto una notable diferencia entre una alea­ción envejecida a baja temperatura y 1a misma a temperatura e­1evada.(20020). A las temperaturas bajas, aunque se prol°ngueel envejecimiento, no hay precipitación, y el leve aumento dedureza se debe a la distorción del reticulo. La máximadurezase obtendría a temperaturas relativamente más elevadas, ha­biendo una verdadera precipitación.

Unestudio más exacto sobre el tratamiento térmicodel duraluminio conduce a admitir comoreal la existencia deuna temperatura critica en torno a 1a cual se manifiestan con­temporáneamente los mecanismos distintos de envejecimiento. Deellos, el primero, genera una reducción de la ductilidad y dela resistencia a la corrosión, mientras el segundono tieneningunainfluencia sobre estas caracteristicas. Gayler obserjva también, que las aleaciones que endureocn por presi itacionpueden, a; aproximarse al equilibrio sufrir una medi! cacionde estructura, que csnduoe la aleación al ámbito de las que en­durocenpor distorsión del roticulo. ¡or lo tanto, se conside­rr actualmente extensibles a todas las aleaciones los fenome­noe preliminares de la precipitaoión, ya sean ondureoidas porprecipitación e distorción o los dos. Se supone que la preci­pitnc ón puede ocurrir unicamente en un estado de sobresatura­ción.

En este se basó la hipótesis de Fiat y Smith(tratadaor Panscri, lo). Era evidente en 1a hipótesis de Gaylor Quea Curva representativa de 1a variación de la Dureza cen el

envejecimiento debia acusar netamente los dos fenómenos men­cinados. Comodepende de la temperatura debe representarsepor un sistema do curvas (tig. 8, pg.27,

La curva A so refiere a una aleación envejecida auna temperatura próxima al límite superior. La primera fase,del proceso se manifiesta con notable rapidez, casi instanta­neamsnte; sus efectos sobre la dureza no pueden atribuirse auna verdadera precipitación. La máximadureza es inferior a laque ee obtiene a temperaturas menos elovadas.- Si 1a temperatu­ra ie envejecimiento coincide con aquella eoreesponfliente al li­mite interior, la primera fase se manifiesta con excesiva len­tituï y consecuentemente la segunda.(ourva F). - Teoricamenteésta se coniuude con el eje de tiempos, y la primera parte dela curva Aisen el eje de dureza. Las otras curvas, B,C,D,E, serefieren a temperaturas de envejeciminúo intermedias.

nunk y Smith( Metals Teohn.,5_, 1063,(1939)) explicande ctra manera el desarrollo del fenómeno, sobre todo 1a doblecúspide de la curva. Con su hipótesis, Fink y Smith'reruerganla teoría Mariea- Jeffries- Archer de reprecipitagion. SegunFink y Smith, la fig. 9, pg.26, representa esquematioamenteel comportamiento de algunas curvas de envejecimiento de laelena aleación a varias temperaturas.

¿LtIa eúrva A es a temperatura muy baja, la D a tempe­

l¿ir L y clnvuúu." Algunos experimentadores han tratado de. nancy la curva á y el ¿aximo inicial de las curvas By C,a.".nxyÏndu1n a una pre-precipitación. El segundo máximode By Í ¿cria debido a la verdadera precipitación. La curva D no¿1,SQHEÍÏLÏdos máximos, ues la precipitación sería contempo­ránea a 15‘8recipitación: - Se puede explicar muy simplementeeflhus Ítü6m0n093basándose en el endurecimiento por precipiteeciñe, En na notado como e; templado en agua fría produce unadeformaciónplástica del material, la enel acelera la veloci­dad de precipitación. Si la deiermación plástica se verificaLccuïmente, en las bordes de los planos, o e lo largo de losplanes de clivaje, es de suponer que la precipitación se inimeiará con diversas velocidades en las distintas zonas de unmismograno. Este hecho será uesto en evidencia en la curvade dureza por dos distantes maximus. En la figura 10, de la93.28, 1a curva A representa el curso de la dureza relativo nestas zonas que no han sufrido deformación plástica. La B dael enVejecimiento en las zonas que no han sufrido deformacionp1ñstiea.— La composición de estas dos curvas dará la C, quees le que se obtiene experimentalmente. Por lo tanto, deberíaser pvsible variar el envejecimiento inicial variando p. ej.la velczídnd dc temple.- Comose verá en metalografía este seVerifica; apareciendo el OuAlzreprecipitadc localizado en pla­nos de díoruación en las aleaciones Jempladas en agua tría.Nosurte en las enfriadas en agua caliente(gn ebullición) o acei­

te, pc- ser michs menor la deformación sufrida.

Fink y Smith vbrificaron que siempre que se encon­traban des puntos máximosen la curva de dureaa, la precipita­cion era preferencial a lo largo de los planos de deslizamien­to. Dondela curva presentaba una sola cuspide, era difícil re­velar la precipitación. y si ello era posible, se notaba uni­formementedistribuida en la matriz sin ninguna localizacionpreferencial.

En resumen, el primer máximode la curva dc enveje­cimiento, se debe a la precipitación más rápida en las regionesqte han sufrido una deformación plástica por el templado. Elablandamcntc que sigue al primer máximopodria ser debido aun sobreenvejecimiente en estas regiones.

, Esta teoría es aceptada por le casi totalidad de losuetcïcgrrfos ingleses y norteamericanos, pero no sin reservapor los especialistas alemanes, que han enfocado el,prcblemaenjc un angulo distinto y han elaborado hipótesis mas complejas.LPanseri, 10)

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Relación densidada temperatura de envejecimien­to, según Kokubo y Honda. De Budgen ( 11 )

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Relación dureza- tiempo segúnFink y Smith, de Panseri (10).

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17-2)4). nos TRATAMIENTOSmax-cos

b) ooumcrorms De; TRATAMIENTOTrance

Los factores que influyen sobre el mejoramiento de laspropiedades mecánicas. en especial de 1a resistencia a la trac­ción y de la dureza, mediante el tratamiento térmico de lasaleaciones no ferresas, podrían ser clasificados según ideanuestra. de la siguiente manera:Cuadro 1

Temperatura de solubilizaoiónTiempode solubilizeoionTemperatura de envejecimientoTiempo de envejeeimientoTipo de horno utilizadoForma de carga del hornoVelocidad de templadoDiversos lTamañodel grano de 1a fundicionVelocidad de enfriamiento duerante la fundicion.Tamañoy dimensiones de la pie­za fundida 'Composición de la aleacion (com­ponentes principales)Influendla de materiales ex­tranos.

I. Factores dependientesdel tratamiento térmico:

II.Factores dependientesde la aleación y de lafundicion:

ode:SWF-60906€.)

Vvmín/saw“DI

O v

Noconsideraremos, por no intuir directamente en eltema¿ le infLuencia del trabajo (forjado) dado a la aleaciónentre o después de; tratamiento térmico, ni el caso del recoci­do, noche a temperaturas relativamente altas, de envejecimiento.El obju,o de este último tratamiento es el relevo de las tensio­nc: originadas ñurantá el fundido,y el sobreenvejecimiento dela alcac1ó:r de manera que no se origine crecimiento termiconi preninitucinn ausente Operaciones a alta temperatura. Puedeser hecho directnmcrte sobre la fundición o bien sobre la fun­dicion salubilizada.

103 fact res I.e),b) e) d), serán considerados en elcnpíbulc siguiente (parte II)4Sc)35 los I)e),f),8) parcialmen­te en la realización practica del tratmiento térmico (parte III):3) izdoe lea factocea son inderdependientes, pero ara consi­:ïï" :3 irüiviünvlzcnte, debe asumirse que los demasfactoresW"

\

crtáeaeen constantes.

Lre faeteree I.h), diveros, incluyen los defectosresultantes de un tratamiento térmico no cuidadoso. Son elloslas rajadurasL derarlaclón, el"blistering"(ampollado) y la fuesion incipiente. Las rajaduzas puedanoriginarse por el enfria­miente Hrasue de fundicienes gruesas, cuando se originan tensio­neo internas lo suficienteicnte fuertes. Tambiénpueden resul­tar de an en23ntamiente demasiado rápido, especialmente de pie­zas fundidas de formessnmplicadas. Las rnjaduras y deformacionesPueden evitarse reduciendo la velocidad de enfriamiento o ca­lentamiento. Así, puede usarse un medio dé templado menos réwpide. p. ej. agua en ebullición, en vez de fría, o una corrien­te de aire, e calentando menos rápidamente en el horno, etc.Mientras que el calentamiento gradual hasta la temperatura desolubilización es beneficioso, debe ser recordado que un enfria­miento gradual rcduce‘las prepiedadeé mecánicas, póí expulsión'­inadecuada de los constituyentes endurecedores de la aleación.Nopueden darse reglas absolutas. Debediferenciarse entre lasrajaduras producidas realmente por el tratamiento termico y lasoriginadas en la fundición y que se hacen más pronunciadas porel tratamiento. La tendencia a rajaduras depende por supuesto,

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t" hió'n del ta_‘.añ07=...i¿orar7'ngnposición de la aleación._Tambienu- ‘.n\;te que esmas brusco el efecto del templado en agua frúa¿FL, Celïfiur las piezas dentro de un horno con cámara de aire a1* ¿7."uratura establecida para la solubilizeción. En el caso” . Yet con baños de sales fundidas, cs diferente, siendo tanbrusco el templado comocolocar las piezas en las sales fundi­das.- La aplicación del enfriamiento en corriente de aire o enaceite da propiedades superiores que enfriando en aire estacioJriu‘ sin :mchc riesgo de rajaduras, pero para piezas pequeñasel temp.ado en agua es satisfactorio. Be cita en Budgen (LL),una experiencia con piezas bajo distintas condiciones, resultan­do las siguientes prepiedades.- Todas las probetag fueron enveje—¡gÉgas 2? horas a 16580 después de la soluvilizacion. (Aleacion1:51 ea) Calentamiento rápido a 53020 y templado ¿n'agua fría des;­

duós de 4 horas.- Resist. a la tracción: 13-15 k“ 052, u­reza: 100-130 Brinell. ,

b) Calentamiento rápido a 53028 y enfriamiento en aire despuesde 4 horas.- R.T.: ll kg/hmn; dureza; 80-90 Brinell.­Calentamiento primero a 25080, y luego durante Varias horashasta 55020, templado es agua fría des ués de 4 horas.­R. a la T.: 13-15 kg/nm i cureza: 100- 30 BrinellMaterial mmm.- R. a la T.: s ¡tg/maz;durezanO-BOBrinell­

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Las rajaduras durante el envejecimiento sólo se pro­ducen en piezas complicadas.- La deformación en la solubiliza­ción tiene por causa cl peso de la mismapieza o de otras colo­cadas encima, c diferencias de temperatura dentro del horno.­Por eso hay que colocarlas de manera que el peso no puede ac­tuar y usar hornos de ventilación forzada.

El defecto llanado'blistering'(ampollado), resulta,generalmente de un scbrecalentaziento del material, pero estatambién asociado con los gases disueltos y la porosidad inter­na. Intervicne taebión la composición de la aleacion.- Por lotanto, debe cuidarse la fusiónl dogasifioación, moldey coladapara piezas que deben ser tratadas termicanente. El ampolladoes ¿ás frecuente por ecbrecalcntamiento en baños de sales quecn muflas. Si por ejemplo, aparece ampollado en un baño de sa­les a 52520,,01 calentamiento para la mismaaleación, puedellevarse hasta 545-55520 en un horno dc mufla sin que ocurra.Puede ser acción de la sal sobae algún constituyente de la a­leación, cono p. ej" sobre el Mgen la aleación "Y", que puedeformar anpollado, o exudar si la temperatura se eleva 3130.- Elfenómenoindica generalmente fusión incipiente, la ue arruinacl material 3 debe ser refundido.o Cuandola aleacion contienegas, evidenciado por lospporoe en una sección pulido, la ten­dencia al “blistering” es mayor que cuando no lo contiene. Ca­lentando la aleación durante la solubiiizaoión ocurre un ablan­damientc parcial y simultáneamente hay una expansion del gas ‘contenido en las minúsculas cavidades Opinholes' o sopladuras;y este causa cl aucollado. En las nicrografías tienen aspectode burbujas pequeñisinas c dc cavidades mayores.­

El tamanodel grano de la fundición afecta cl trata­miento térmicc de eolubilización por su influencia sobre la ve­locidad de difusión y el área superficial de les constituyen­tes, aprevechable para la reacción. Pues en el caso de las a­leaciones Al-Ca, el Cuál rodea a los granos de la fundicion,siendo las redes generaláentc tanto más gruesas cuanto mayores el grano. Una fundición de grano pequeno, debe ser tratadatermicancntc a una temperatura más baja o preferentemente porun tiempo más corto a la misma temperatura que una conteniendocristales grandes.{Spcar y Ebcrt,49)° El tamanode los crista­les de una fundicion, depdnde de muchosfactores, especialmen­te tipc de molde usado, forma del molde, temperatura de colada,velocidad de enfriamiento de la colada, ases en contacto conel material fundido, etc. 60m0se volvera sobre el punto mas ade­

“ha-” _ 5119*473 'fifï_'_-¿_n_;;¿qu {naciones-¡41111116una 0010‘6 09‘31368 I‘Ï’l‘fl'

' td. “alla de hierro fundido) tiene grano más fino-queJ;rx*2‘a ras lentamente (p.0j. molde de arena). Cuanto ma­

y "a el grano, menores son los valores de las propiedadespme­¿;s.- x0: lo tanto Inc pieza enfriado rápidamente al fun­

ïir \w.ng. vn molde refrigerado) se solubiliza on menos tiempogw: una pizza fnniiia en arenal ambas de dimensiones comparaiïi=s a: tamaña ícl grano no sólo tiene influencia sobre la slahï11410i3n. ¿ing también sobre el envejecimiento. (E.Sohnchen\TL) ¡sun auto: cfectuó experiencias con material fundido (alea­eït' ' Lautal y Jiluairng), hallándose el mejoramiento graxlmil ;orceatual de propiedades mecánicas (aumento de dureza fi)nhrn un determinado tratamiento térmico. Sc encontró lo siguien­te.Aleación molde (tamaño aumento promedio

del grano de durezaY Molde de Fe,espesos

10 mm. 36,5Y de arena,10m;.csp. 37,5Y de arona,30mm esp. 25,7

Loutnl Idem al 19 34,6dental idem al 23 35,8L'utnl Idem al 89 32,7

Siluxin x Idem al 13 50,6Filuai" ¿ Idem al 23 40,9Sílniin g Ide; al 32 18,5

De ¿llo resulta evidente que cuando aumenta el rano,disuinuge al ordL22cimiento por envejecimiento. La relacion au­menta aún un; para material trabajado (laminada). El autor(Sdhachen;5¿' dcfaiao duraluminio por laminación en un 5,10,20,y 4C Í. lo calentó a 51020 durante i hora y lo enfrió brusca­mente. luego sc envejeció a temperatura ambiente. El cuadro si­guienre nuestra el tiempo necesario para alcanzar la mitad'düldel aumento máximode propiedades.

Aumento % de la Tiempo valor %,hrs.TamañoGrano Deformación% Dureza Resist.el. Dureza Res. electr.

Dis“ 0 60 5,0 2.5 5,8"li- 2.9 2,3 5,7vt QC 71 5,8 2.0 2,7

1;; 73 5,5 1,8 2,3

En el artículo ciggdo se citan experiencias hechassobre l“ mrnocriatal Cumágy material policristalino, llegan­doso a 11 conclusión de que la solubilidad del elemento endu«race”): es meno; en el monooristal, siéndolo tambien el aunnh»' 7 «piedades mecanicas por tratamdento térmico. Mientras

Lmaterial policristalino se obtuvo la precipitacion.cmvlcua ¿space ¿e PF horas, en el monocristal no estaba compla­tada cin después 1a ¿50 horas. ¿l sistema es parecido al Al-Cu.­Estos hechos ilustran la relación entre tamaño del grano y enwdurecimicnto por precipitación.­

h; _| (¡TIñQuo e“

La velocidad de enfriamiento en el molde depende dela temperatura de fusión (o de la de volcado en el molde), ydel tipo de molde y actúa, desde el punto de vista del trata­miento térmico, en los siguientes aspectos principales: tamaño30‘ ETHHO,Ca solubilizaïo y distribución del CuA12remanente.Para lograr una solubilización rápida, el paso fundamental eshacer soridiflcar rápidamente la aleación, pues con ello se 'obtiene "eno: tamaño del grano, mayor cantidad de Cu en solucion,( y por lo tanto menor cantidad a disdyer en la solubilizacion)y una estructura más fina del CuA12no disuelto. Favorece, porlo tanto, una temperatura de colada lo más baja posible y eluso de enfriadores en los moldes de arena, o el uso de moldesnezmancntes o refrigerados. La mayor velocidad de enfriamientosoluoiliza más Cu, pues no permite el establecimiento de condi­ciones de equilibrio y la descomposición de la solución al ba—

32.

gar la temperatura.- Las particulas máspequeñas y la estruc­tura más fina de los constituyentes solubles (rea de Culla) lode las funiicienes en moldes refrigerados son muchomás ra ida­mente absorbidos que las phrticulaa más grandes de las tun i­ciones en arena. La solubilizacián es aún favorecida por al la­minado o Ierjaño de aleaciones fundiaas, pues estao Operacioneseisgregan y reparten los constituyentes e eolubilizar en la me­sa, favoreciendo su rápida absorción. Aparte de esto, la estruc­tura de una aleación fundida es mucho minos sana que la de unaaleación forjado, por le cual no es posible obtenerlas mismaspropiedades con un mismotratamiento termico ae 2 aleacionesño la mismacampesieion, una fundida y la otra forjado.

Il tamaño de 1a pieza fundida es efectivo por dosrazones: transmisión térmica y tamaño del grano. Todas‘las fle­más conaioionoo semejantes, cuánto maior es'lb funaioiun, ma­yeres son los granos centrales y por o tanto debo ser mayor

. el tiempo ño solubiliraoión.

¡n influencia Ge los componentes Principales ¿Al yOu) se manifiesta en lo! Valores de las prepiedadss mee nicasen la confiieien ño no trataaa térmicamente y on los resultadosobteníflos por el tratami nte. muestrgse en la table y on elgrafico (fig. 12, 93.51 le variacion “e propiciado. con e}conteniüo de Oupara ale siones {andinas en moles rotrigora os('chill-cast")(Budeen,Il pero ñebe recordarse que estos ve­leros premeüie pue en var ar enormemente per el metodo de tunfli­6o.- En ol caso no 1o aleación con B'fi ao Cu, p. 05., fundiñaen un molde enfriaflo lo l pulg. de aiamotre el autor (Budgen,11) obtuvo resistencias a la’tracgión ae 7 asta 12 ten/bq.in.para aleaciones es composicion identiea. ¡a oeuoa ae la varia­ción puoeen ser temperaturas del metal y del molde, conteniaoescoso del metal. resistencia ofrecida a la libro contracción

‘0 1° prom“ ÏÏcít 15 1 t m61 un nu:m o o - ¡al I . r ma tg. ezaOufi Densidad tico ¡3/me de rotura tg/mz fi galo/500e 2,70 37 eo---- '2.o -'-"3,5 2,75 2,60 7.03 16 546,9 2,80 4.22 7.03 5 609,0 2,84 5,62 7,73 3 72

Encima del 12 fi de Cu, las aleaciones son iemesiadoquebradizns para fundición.— La fig. 12. pg.57 . representa laresistencia a la tracción y alargamiento de probetas de aleaweion Al-Cu, tunaiflas a su tamano en arena verde.­

Cen aleaciones de más del 6-6% de Ou, ne se obtieneun aumentoño la resistencia a la tracción y dureza importantepor tratamiento térmico, per que la selubiliiad del Cu on A1no es nunca mayor Ge este porcentaje y el Ou remanente no di­suelto es ca se de acbdlidad.- Podría representarse, segun E.Sühnchen (51 esquemúticamente en las curvas ae la fi . 13, de1a pg.5ï, la relación entre solubilidad y el aumento de laspropieñadcs mecanicos ÉVergütung9por tratamiento térmico.

Es conveniente dividir aquí las aleaciones Al-Cuen:Aleacionea con 4-51 ño Cu, con 8% He Cu y con 12% de Cu, peroesta ultima generalmente sólo sufre el secocide, de manera queno la consideraremos.

Aleacienes con 4-5 % de Cu: Comepequeñas cantida­des de impurezas de Mg, Si, Fe, y también Ma afectan morenas­mente las propiedades de la aleación, es conveniente dividir­las en las siguientes clases:a; Aleaciones absolutamente puras A1-4—5%Cub Aluminio comercialmente puro con 4#5 % de Cu, con las can­

e; Comob con la adición de 0,25‘a.u¡;“37b*mnd Como b más 2-5 fi de Si.

Nos referimos a datos de Budgen(ll). Ia clase a),muypuras fundidas, contiene como impurezas: Fe=0 022% 81:0,039fiCu=0,022%¿impurezas del Al de pureza 99.92% usado). Él Al co­mercial fue del 99,5-99,6% de pureza.

Aleaciones de esta clase tienen una microestruoturaconsistente de cristales o dendritas de una solución sólida riaca en Al, rodeados por cantidades mayores o menores de un te­Jido inetrgranular de CuAlz Quebradizo y duro. Cuanto mayor esla cantidad do esa red intergranular, menores la resistenciadel material, lo cual es una demostración de su caracter que­bradizo y duro. Cuandoexisten otrasimpurezas, la red se hacecompleja e incluye una gran variedad de constituyentes apartedel CuAlg, todos los cuales son quebradizos y duros. La redpermanece intacta aún calentando l hora e 50086 y templando enagua. La red de CuAlg aparece con 2% de Cu y se hace mas senti

' nua a medida que aumenta el porcenta'e de Cu. 2er 1a adición deCu encima del 1%no aumenta la canti ad de Cu en las dendritasricas en Al y el aumento de resistencia se debe exclusivamentea la red del CuAl no mostrando aumento del alargamiento. E1tratamiento térmigo a la temperatura más alta posible por unperiodo largo causa la sclubilización de hasta un 5,5 fi de Cuy redondos laa constituyentes presentes en exceso a la cantidaddi uelnn. El redendeado de los constituyentes hace que esgosno interrtmpau tanto la matriz del A1 y el material se hace ment.rquebradizo y más resistente.

El tratamiento térmico de solubilización permite so­lubilizar teóricamente, según diagrama de equilibrio, 5,65%deCu¿ pero esto tendria lugar calentando por un tiempo hasta 1ateupuraturn eutéctica. Comono es posible industrialmente uncontrol tan exacto de temperatura y la presencia de impurezaspuede formar eutécticos de punto de fusión menor. esto no sepuederealizar, ues la fusión incipiente erruina el material.Segun Budgen (11€ la cantidad solubilizada no pasa'del 4% perocreeuae que puede ser mayor por evidencia aetalcgrafica. scifras mas siguen ilustran sobre las prepiedades mecanicas dealeaciones de A1 puras con 4.5 % de Cu. Las probetas de ensayofueron fundidas a1 tamano y forma exacta en arena.

Resist. a, Alarga Dureza1a trace on miento BrinellTratamiento kg/mm % Hale/soc

1. Fundida y envejecida 4 horas a 3080 6.3 7,5 462. Solubilizada e 54096 por 1 hora,

templada en agua, envejecida a 105° 5:5 762020 por 48 horasSolubilizada a 54020 por 8 horas,templada en agua y envejecida a 12,3 1435 752026 por 48 horas

4. Solubilizada a 54090 por 405 ?gras, temp. en agua, no env.. ea a la anterior, ero enve­

jecida a 2020 por 48phoras 15’2 19’s 836. Idem a 4. , pero envejecida a 16 9 15 __temperatura más alta. ’

DI o

La clase b), aleaciones comercialmente puras de A1,con 4-5 fi‘de Cu, fundidai. tienen una composición general de:Fc hasta 0,75 fi, Si apr. 1% , Mnmenor de 0,1 %, “8:0. La in»fluencia de impurezas se verá más adelante. Las prepiedadesmecanicos según Budgen (ll)(Aleaciones fundidqs en arena a susdimensiones)

Resistencia Alarga- Duresaa la trageión miento Brinell

_ Tratamiento kg/ám H31Q/500i. No tratada termicazente 6,7. 2-5 63

‘... ... .—.- ——

2. Totalaente selubtlizeda 10,5 2-6 65ycnvcjecida a tempo amb. ­

3. Totalncnte colubilizadafl 11,0 2-6 75y envejecuda alOORC

4. Totamente solubilizada 11,9 2-3 100y envejecida a 15080

Las aleaciones con 8 fi de Cu den los mejores resul­tados de las de Al-Cu, cuando se usan no tratadas tórmioamente.bUna aleacion con 8 %de Cu , fundida en molde refrigerado. trantada 3 horas a 520l0, tamplada en agua fria. y envejecida 4 ho«ras a ¿vo-leona, da una dureza de 85 y una resistencia a latraccion de 14-15 ton/bq.in. y 4%de alargamiento. comparadoscon una dureza de 50 y resistencia ela tracción de 10-11ton sq.in. con 3%de alas amiento en la condici n de no trata­da termicamente.(Budgen,l )- Además, para una aleación fundidaen molde refrigerado de dureza 50 si se trata 3 horas e 64036y se temple en e a iría. su dureza se hace 74. Envejecimientoacelerado a 170! altera le dureza aún más como sigue:

Horas a 170i0 Duresalgrinoil2 O4 1196 109

10-30 100----_-‘-­

La relación: contenido de Cu-Bropiedades mecánicasdel material fundido y tratado es muybien ilustrada por lascurvas de le fi . 14, pg.'áb. publicada por Spear y Ebert (49)Para la condicion de no tratada térnioamente, el limite de ee­currimiento aumenta y la elongación decrece casi linealmenteoon el aumento del % de Cu (hasta 8%) mientras que las propieda­des tenailes exhiben un máximoa alrededor del 3.5 fi de Cu. Co­me soria de esperar de le consideración de la solubilidad so­lida maxima,la resistencia a la tracción y limite de fluencia6 tines ocurren entre 5-6 %de Cu, para las probetes tratadast ruicamento.- Una comparación de las prepiedades del materialfundido y las del tratado térmicamente muestra claramente laresistencia impartida por el tratamiento de solubilizacion.Tanto el límite de escurrimiento comola resistencia a la trac­cion son mejorados todavia por el endurecimiento por precipita­cion. La elongación cn la tig. 14 es disminuida por la edicionde Cu.- Para un contenido de Cu dado, el tratamiento de sola»bilización aumenta la elongación considerablemente. pero el e3­vejeoimiento la reduce hasta cerca del valor para el material .recien fundido. ‘\

Bajo influencia de materiales extraños, considerara­mos la influencia de metües, sobre todo los presentes en el Altecnico. La influencia primaria que puede ejercer un metal pre­sente comoimpureza, o añadido voluntariamente, es sobre lasolubilidad del elemento endurecedor; siempre en el caso de a­leaciones del tipo Al-Cu..En la Iig 15, de 1a pg.ÏV?, se esque­matiza la influencia sobre la solubilidad, aumentándolao dis­minuyéndola, y su relación con el aumento porciento de propie­dades correepondiente. En ambos casos disminuye el a mento deprepiedades. Si se desea obtener el mismo o mayGBmQü°cuandono contiene impurezas. debe añadirse metal endurecedor cuando1a curva se desplaza hacia la derecha, y reducirse en ceso con­trario. Así, p. ej. un 0,5 fi de'Mg reduce considerablementela solubilidad del Cu y baja el eutáctico de 54830 a 540‘0»lo que es el caso del duraluminio.- El metal extraño puedeinfluenciar también el envejecimiento o puede producir cou­puestos con los elementostundaeentales que mejores o peores pro­piedades a la aleación.

Se ha estudiado sobre todo el efecto del Pe y del Si

35por ser impurezas vomnnoc-del Al comercial. Las primeras obser­vaciones fueron que el efecto del Fe depende de si la aleaciones tratada térmicamente o no. En el primer caso el Pe es dani­no y requiere la presencia de Si para actuar en contra. El Sino entra en el endurecimiento por precipitación, sino cuandohay Mg, pero tiene efecto,beneficioso cuando hay Fe. El Si dis­minuyelas dificultades de fundición, favoreciendo la precipi­tación del Fe comoO(Ál!eSi, en vez de formar las agujas de FeA15que facilitan la fractura intergranular. La cantidad de Si ¡theser algo mayor que el contenido de Fe panseri,10, menciona0,35 de Fe y 0,25 e de,Si). El exceso de 31 se solubilisaprobablemente en el A1y son entonces, rigurosamente, aleacio­nes cuaternarias. Todos los compuestos son substancialmente innsolubles en el Al sólido, aunque algunos de ellos se'redondeanalgo por el tratamiento. En las fundiciones, el Fe solo paro­cc reforzar la red de CuAlg. - Estas observaciones son para elcaso de aleaciones con 4-5 % de Cu, en las de 8 % de Cu, la a­dición de 0,8-l,2% de Fe mejora algo la resistencia a tempera­turas ordinarias, y sobre todo a temperaturas altas, pero sumayorefecto está en el fundido, pues reduce la tendencia alas rajaduras. La adción de Si desde 1-1,5 %es también bene­ficiosa en la fundición, pues reduce cl encogimiento de la su­perficie y la fragilidad en caliente, aumentandola fluidez.Esto según Budgen (11).

Según SÜhnohen(51), las aleaciones Al-Cu purisimasenvejecen a tempo ratura ambiente, siendo aumentada la velo­cidad del proceee por adición de Si, y suprimida por el Fe.Aleaciones técnicas Al-Cu sufren muypoco el envejecimientonatural, siendo posible realizarlo por adición de Mg.ElLi e­jerce un efecto similar en las aleaciones Al-Zn.

De acuerdo con Penseri(10) y con Koch y Nothing (66)en las aleaciones con 4,5 %de Cu, ocurre el envejecimientonatural sólo cuando el Fe se halla disuelto en el Al bajo uncierto límite. Superadoeste limite, el envejecimiento no tie­ne lugar n es sensiblemente disminuido. El sistema Al-Cu-Eeforma un compuesto ternario derivado de la reacción peritecti­ca entre el líquido y el compuesto FeAl . Este compuesto, gene­relmente 1_auadc N, respondo a 1a fórmuía CuzFeA17 o según o­tros a ¿gpflu4Pe. Se comprende por le tanto que una infima can­tidad de Fe puede combinarse con una gran cantidad de Cu, for­mandoun compuesto estable de solubilidad sólida en Al nula.Esto equivale a una reducción del CuAlz disponible. LOSf183­16 y 1?, dc la pg.?ü5, ilustran sobre el efecto del Fe sobreel envejecimiento.

Kochy Nothing (66) publican un estudio extensísimosobre la influencia de metales del grupo del Fc (Fe,Co,Ni) ydel Mosobre el endurecimiento de aleaciones Al-Cu de alta pn­reaa. Se llega a 1a conclusión de que tanto el endurecimientoobtenido por enfriamiento brusco, comoel resultante de enveje­cimiento a temperatura ambiente y superior sufren las mismasinfluencias. Por lo tanto es de suponer que la formación de es­tructura que produce el endurecimiento per templado es respon­sable tambión del endurecimiento por envejecimiento. O sea quela influencia _delso metales pesados es de carácter constitu­cional, obteniendose menor o mayor dureza según que lss metalesformen combinaciones con o sin Cu, respectivamente. En el ca­so de la variación de dureza reducida por contenidos de meta­les pesdos menores del 0,05 , el efecto seria de otro carác­ter, produciendodistorsiones en las redes cristalinas. En elcaso del Fe, cuanto mayor es su porcentaje, menor es la dure-aobtenida por tratamiento térmico. El Co es insoluble en unaaleación de Al con 4% de Cu, formando probablemente OozAlg.E1 aumento de dureza por templado se deberia a este compuestoy a la abstracción de Al de la solución sólida Al-Cu. Hasta0,1 %, frena el endurecimiento por precipitación, pero desde/

_,.*g_""' b.i,a- ’ \.—

0,1-2 O fl no disminuyen los valores máximoï'obtenidos por tem­p? de Pino Que son iguales los valores dela dureza obtenida

. ÜnglüaO y la por envoaecimiento.- El Ni hasta 2%actúa x1 forma parecida al Fe.- De los numerosos gráficos que acompa-'\

=n el trabajo mencionado, reproducimos el qee muestra los va­Q'fi

'11

lcresaaximos de dureza HBq/25Q/30 en relacion a1 contenido dege ¿hasta 2%)deepuós de distintos tratamientos térmicos.«fis- 18.. 155.58) I

Másadelante nos referireaos a 1a diferencia entre elendurecimiento por envejeciriento de aleaciones puras y tecni­cas.

Otro metal cuyo efecto ha sido estudiado es el Ti,empleado especialmente en la aleación A.P=33. (J.Sehr, 50) Laintroducción del Ii produce una acción refinadora de la red deCuAl y de afinar progresivamente el grano de la aleaciSn.—Sin embargo, a partir de un cierto tenor, alrededor delQA%,la red no se afina más para su ventaja y el Ti en exceso sedeposita comoagujas o cristales que provocan así una ciertaheterogeneidad que es causa de resultados decrecientes en losensapos necánicos.. El efecto del Fe sobre una aleación conOJ4 % de Ti es que en bajas proporciones ( menor del 0.4no tiene efecto, pero por encima y sobre todo en las tratadastermicnmente, diszinuye la eficacia del tratamiento termico,disminuyendodureza y resistencia a la tracción hasta obteneren; los vaiorea del metal en bruto.

El contenido de Mgde las aleaciones de bajo conteni:du de Ca es de importancia para el tratamiento de snlubilizacion\3er ejempled el aumento del porcentaje de M5desde 0,1 a 1,0kde una aleación con 3%de Cu) reduce la temperatura óptimadr solubilizaeión desde 11252F=6078Chasta 10603F=57120, res­pecti;amente. 0 sea, son inversamente proporcionales por 1a for­macion de una fase ternaria de bajo punto de fusión.(fipear yEbert, 49,

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y’l'.c' 12 545 6 3€sgacuszmq'gmí 93cvRelación resistencia a la tracción- conte­nido de cobre, segÉg_Budgen (11).

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Pa = Solubilidad a temperaturaambiente, mayor que Po (teórica)por difusión.Pmt Solubilidad máxima.Relación entre solubilidad y pro­piedades ghignifiga.por trat.termico.SÜhnchen(51)

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Relación propiedades- elemento endu-. \recedox, según ,bünnohhï.ru

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Valores aproximados.A1 - Cu de alta pureza fundidos enarena. Relación entre propiedades ob­tenibles por tratamiento térmico, con­tenido de Cu, según Spear y Ebert (49).

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Influencia del contenido dehierro, sobre el envejecimientode una aleación A1 - Cu purisi­ma con 4.7 % de Cu.

Envejecimiento después de 24horas de solubilizaoión a 50090,SegúnWWW. (MQ T6n;:-r¿\-'°\

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Influencia del contenido de Fe sobre el envejecimiento deuna aleación Al-Cu purisima con 4,7% Cu. Envejecimiento despuésde 24 horas de solubilización a 500 9C.Según .

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Aleaoiones A1 - Cu 4 %5'con cantiadades var‘ablas de Fe.A 380 templada desde 380 QC E 7 horas).: templada desde 525 QC 7 horas). ,S 200 : 7 horas a 525 90, templada en agua corrignte,

envejecimiento inmediato a 200 90 (hasta 120 hs.)S 135 z Idem, envejecida a 135 QC( hasta 120 bag).

. Envejecida a temperatura ambiente (hasta 60 dias)Solubilización 7 hs. a 525 QC, templado.

N 135 : Solubilizada 7 hs. a 525 90, envejecida a tempe­ratura ambiente hasta obtener el aumentoxpáximode dureza y luego envejecida a 135 90 (haata 120 h

N 200 2 Idem, pero envejecida a 200 90.

N l-3 U

Valores máximosde dureza para distintos tratamientostérmicos y distintos porcentajes de hierro.

Según Koeh y Nothing ( 66 ).

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c) magma rejas ..P.139.13I.E.33A12‘.E.S:JEEQÏAILIE-Sfi

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Consideraremosaquí los factores I a)b)c)d) del cua­dru 1, ag ¿:í. En general puede decirse que ha sido estudiadomuchomas el envejecimiento que la solubilización, quizás porser la última operación más interpretada teóricamente que laprimera. Cabe considerar primeramente 1a influencia de laTenperatura de solubilizaCion. La curva de la fig. 20 reprcschuta el aumento cualitativo de la dureza a medida que se usan te"mperaturas de solubilización más altas. La dureza aumenta conla temperatura de solubilización hasta la temperatura de fusiónincipiente. Cuandoesto ocurre, la dureza cae bruscamente. Laporción de la curva desde A a C representa la formación de lasolucion solida hasta el codo en la linea DD" de la figura 2,pag X J. Comola curva DD“ de la fig.2 es muy inclinada parabajas temperaturas hay poca solubilización. (ABen 1a fig.20).La porción de la curVa CDen 1a fig. 20, corresponde a la for­maciónde solución sólida en el intervalo t - t‘ de 1a fig.2.La caida de dureza DEdo 1a fig. 2 es el resultado de 1a fusión,por lo tanto ol interValo de temperatura más satisfactorio esel que está a la izquierda del pico de dureza D de 1a fig. 20.

La fig. 21 de Spear Ebert (49) muestra e1_efecto dela temperatura de solubilizaci n sobre una aleación Al-Cu 4,5 %La composición de la aleación est Cu 4,6 %; 0,1 fi Mg; 0,45 %Si; 0,6 í Fe y 0,11 %Mn. Fué tratada para solubilizar durante96 horas y envejecida a 3009F (14990) durante 8 horas. Los va­lores no tienen significación comercial por las 96 horas, tiem­po excesiVaeente largo. Sin embar o . la temperatura 0a a la quecorresponden 1a resistencia a la racción máximay el alarga­miento no deben Ser afectados grandemente por el tratamiento

Ein largï. Las propiedades tensiles óptimas se obtienen a 950°?510 QC .Tiempode solubilización:

El efecto de este factor Se muestraen las figuras 22 y 23 de Spear y Ebert (49). La temperaturade eolubilización en la figura 22 fué de 92o QF (494 ec) misa-­tras que en la 23 de 1000 9P (566 90).

A pesar de ser aleaciones de composición distinta,observanáe significativos aumentos en las propiedades con eltienpo hasta cerca de 25 horas, después de lo cual aumentanlas propiedades muy poco. Comoya sewalauos el tiempo de solu­bilización depende de numerosos factores.Temperatura y tiempo de envejecimiento:

E1 efecto de la tempe­ratura de envejecimiento se muestra en lafig. 24, donde se re­presentan 2 tiempos de enVejecimiento para las temperaturasdesde 2009 hasta 5009? (93 - 260 2C): Las muestras fueron en­e caidas despues de un_tgatge1entó de solubilización a 925 9P

{3%696)por 144 horas; Das curvas Verifican la teoria de quea,tas' temperaturas hacen alcanzar las propiedades óptimas an­tes que las bajas temperaturas, pero la resistencia a la trac­ción es mayor para bajas temperaturas y mayor tiempo.

Las figuras 25 y 26 muestran c1 efecto del envejeci­miento a ten eratura ambiente, partiendo de una condición_desolubilizacign, sobre propiedades tensiles y dureza. La fig.25muestra la variación de propiedades de una aleación fundida 3enfriada rapidamente (chill-cast), mientras que 1a Fig. 26 musestra el envejecimiento para una aleación fundida en arena(satdcast .

41E1 valor de 135 propiedades aumenta continuamente

mostrando que no hay aobreenvejecimiento. Comoera de esperarel mayor efecto de enVGJecimiento en ambos casos ocurre en elprimer mes.

E1 efecto del tiempo de envejecimiento a 300 QF (1499C) para una aleación solubilizada a 925 OFpor 96 horas es i1­ustrado por la fis. 27. La resistenciara 1a traccción máximasealcanza después de 25 horas a 300 9P (149 90), un envejecimien­to posterior produce un ligero desc;nso en la resistencia a latraccción,p9ro no en el alargamiento.

Un estudio del endurecimiento por envejecimiento deuna aleacion de Al-Cu een 5,2 % de Cu ambos metales de granpureza) se encuentra en J.Calvet (54). La aleación fué calenti»da durante 24 horas a 540 90, templada en agua. luego envejc-'cida a diversas temperaturas por diferentes tiempo. La durezaes Brinell. Condensamoslos resultados obtenidos por los auto­res en el cuadro siguiente:

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4 dia 96 « 114 s - i 76 44 _“ 98 * i - g “ ! ‘ ' l

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Según el cuadro, el envejeciniento a 150 9C es elmejor, pues peralta alcanzar la dureza máximaposible en elmenor tiempo.

Un estudio muyinteresante so halla en H.La (48).Las curvas que se publican%reproducen en las figuras 2 ,29,30y 31 y muestran el endurecimiento a diferentes temperaturas dcaleaciones Al-Cu tecnicas, puras fundidas y laminadas y de monnocristales. Las aleaciones de este tr.baJo fueron hechas dca) Aluminio de pureza 99.998 fi con 4.2 % de Cu (aleación pu?ra) y b) Lluninio 99 8 % con 4.2 % de Cu (aleación técnica,'con 0,2 í de Pe y 815. A otra aleación se le agre 6 l % de Fe.¿dem s el autor usó duraluminio 681 B 4,2 o Cu; ,5 y0.6 fi un). Las aleaciones fueron fundidas en crisoles de grafi­to a unos 85090 bajo una capa fundida de ClK y ClNa. A unos780 SC fué vertida an una lingotera de hierro. Los monocris­tales sc obtuvieron, colocandoun trozo de aleación policris­talina apropiada en un crisol cuadrado (8 x 8 mm,long. 80 mm\

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fundiendo y bajando muy'lentamcnte la temperatura del horno.Las probetas toráadas se obtuvieron laminando cl material fun­dido cn un 60- 70 % calentando en medio varias veces a 4009€.Publicauos los detalles, pues es uno de los pocos trabajos edn‘sultados que los trae. Todas las probetas fueron calentadas a ‘53090durante varias horas, templadas en agua fria, cnvejecidasa las diferentes temperaturas (cniriandolas luego en agua fria)y examinadas.

La dureza cs Brinell(2,5/187,5/30) para el materialcristalino. Para monooristales las impresiones de la esfera Suhace muyirregular, por lo tante se determinó la dureza por 1aprofundidad dc la impresión de un cono, con lo cual los valoresaumentan en un 10 fi en comparación con los Brinell. A tempczaruvra ambiente y a 100 90, las aleaciones puras cndureoen más ranpidamonte que las técnicas, mientras quo a 150 y 200 OC, las cunrvas respectivas sólo difieren en su Itura. So observa quc‘ulduralaminio no sólo ee envejoce más r pido sino que también a»­quiere una dureza muy superior. También Se deduce dc las curva;que las aleaciones laminadas se endurecon más que las fundidas “Esta diferencia es mayor en las aleaciones puras y también a

20 oc y 100 90 que a 150 y 200 90. La diferencia de endureci­miento entre monocristal y material policrietalino debe atri­buirse a que las tensiones ori inadas or fundición y templadoson nayoree en el material polÏcristal no. lo que según las te­orias facilita la precipitación. El retardo en el envejecimien­to causado por las impurezas de las aleaciones técnicas casi do­sapnrccc a mayores temperaturas. y en el caso del duraluminio,la influencia del Fe oa suprimida por la presencia de Mg. Elautor atribuye la disminución al comienzo de las curvas a 20090a1 relevo de las tenoiones internas.

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Este trabajo do H.Lay(43) trae también un gráfico re­ferente a 1a influencia del tiempo transcurrido entre cl templa­do y cl enVejcciniento a temperatura superior. Se explica porsi nisgo (figura 32).

Se observa que casi toda 1a literatura que nos fuéposible consultar, se refiere a aleaciones con un porcentajed“ cu infcrior al 5 %. El único dato encontrado (Spear y Ebo ü,49) con respecto a una aleación con 8 fi de Cu se reproduce enla figura 33, mostrando el efecto del tiempo de onVeJecimicntosobre la dureza a 340 EF ( 17090 ) después dc una solubiliua»ción a 1000 9P por 3 horas. Se aprecia que la dureza máxima sealcanza a las 4 horas .

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gariggión de 1a dureza 'Tíhmfs. ¿le SON/"¿700mÉgraugglsglggiíïzzgï fifa” Relación resistencia a 1a trac­

Según Spear y Ebert(49) cion- temperatura de solubili­zación._iu¿_;».. Según Spear y Ebert (49)

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Relación resistencia a 1a tracción- tiempode solubilización.Composición de la aleación: 4,4 % de Cu;0,2% de Mg; 4,5 % de Si; 0,95 % de Fe.Fundidaen arena, solubilizada a 920 9P,envejeoidaa 300 9F por 2 horas. Según Spear y Ebert (49).

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Relación resistenyia a la tracción- tlempo de solubiliza­ción, para la ale;nión 195. fundida e arena con 4.5 % deCu. Tratada a 1009 GFy envejecida a emperatura‘ambientepor 2 dias.

Según Spear y fibert ( 49 ).

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Relación resisuencia a la tracción- tempe­ratura de envejecimiento para una aleaciónfundida en arena de composición nominal:4,5 % de Ou; 0 2 fi de Mg. Solubilizada a

925 GF (496 90 por 144 horas.. .r_*.___mmSggúnSpear y Ebert (49)._. -....

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Efecto del tiempo de enveje­

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Envejecimiento a temperaturaambiente. Aleación B 195 fun­dida en molde permanente.So -*ubilizada.

Según Spear y Ebert(49).

cimiento a temperatura ambien­te sobre aleación B 195 fun­dida en arena. Solnbilizada.

Según Spear y Ebert(49)

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h Relación resiste­ncia a la tracción-tiempode envejecimiento a 15090,para una aleación fundida enarena.Composición nominal4,6 l}; cu; 0’22 %Mg; 095 %Si; 0,95 %Fe; solubilizadaa 925 9 F (496 9C) por 96

I o horas y envejecida a 300 QF! (150 90).­

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S 'n H.La 48) y envejecida a 17090.egu y ( Según Spear y Ebert (49).

;.J:__._5.METALOGRAFIA DE LASALEACIONES Al-Cu.

a) .qmrmma.I_D.A..D_as_= A'

La metalografia es el estudio de la estructurade metales y aleaciones en relación a sus propiedades (Dowde11,2)

No sóla ermite revelar los componentes o la estruc­tura de una aleación fundida, deduciendo de ella sus propieda­des, sino que también permite interpretar la variación de pro­piedades producida por transformaciones en el estado sólido.

La observación de un material metálico puede ser ma­croscopica o microscopica. Para efectuar la segunda es necesa­rio que la superficie metálica este pulida, funcionando comounespejo y permitiendo asi la observación por medie del microsco­pio metalográfico. Si el material es homogéneo,se verá sola­mente una superficie uniforme ( metales puros, soluciones sóli-‘das). Si es heterogéneo, compuesto de varias fases, se podránver los componenetes (eutéctico, metales puros o compuestos in­termetálicos separados en la solidificación) únicamente cuandohay distinta reflexión de la luz en las distintas fases sóli­das, o Sea que serán visibles directamente cuando hay una dife­rencia de color o unadifereneia de nivel entre los componentes.Esto último sucede cuando un componente es más blando que otroy es reducido más por el pulido precedente, formándose sombrasen los bordes nc las zonas por iluminación inclinada. CuandoSu trata de un material heterogéneo y las distintas fases no sonVisibleu puede recurrirse a dos métodos: uno antiguo usaba elpulido diferencial, puliendo hasta obtener una diferencia deniVel entre las faSes, No se usa más, pero se produce involun­tariamente durante el pulido común, especialmente en las alea­ciones de aluminio pues los componentes intermetálicos son ge­neralmente muchomás duros que la matriz que los encierra. E1otro métodousado para hacer resaltar las fases consiste en laacción de reactivos quimicos o agentes de ataque (etching rea­gents, Atzmittel). Su efecto puede residir en la disminución deun componente en mayor grado que otro, reduciendo por lo tan­to diferencia de nivel, o en la formacion de color distinto.El color resulta de la formación de precipitados u oxidación.Las substancias formadas deben ser suficientemente adherentes.Los agentes de ataque pueden tener también otra acción. Comolos cristales de la masametálica están orientados en distin­tas direcciones, su solubilidad superficial es distinta frenteal reactivo ( por ser cada cristal aniaotrepcï'resultando unadistinción entre los distintos cristales. '

Las observaciones se realizan con el microscopio me­talográfico, que se diferencia del microscopio comúnpues laluz llega por reflexión en la superficie metálica.(probeta me­talngráfica) al observador, en vez de seripor tranSparencia.Nes limitaremes a señalar_los tipos de microscopio_usados, puesla óptica de los mismospuede consultarse,en cualquierstexto\ 'general de metalografia. ' ­

El microscopio utilizado en la %.C.E.F.Y.N.(Laborato­rie de Ensayo de Materiales) es un microscopio metalográficocon estativn de Le Chatelier, construcción Zeiss. En este esta­tivo, el ajuste micro o macromótrica no mueVela platina, quese encuentra en la parte superior, sino_que esta es fija. Sola­mente puede sufrir una rotación alrededbr del eje ópticn y des­plazamientos en su plano. Esto tiene comofin evitar el dañoque podria causar sobre los mecanismos de enfoque la observaciónde probetas de mucho peso.

Los tornillos macro y micrcmétrico mueVensolamentela parte superior (extremo del objetivo) del tubo óptico, mien­

t \v/._. a .....

‘ - ... _ ... , n .-u 1--, '

tras que el extremo del ocular 96 fijo. Por debajo del objeti­vo, en la parto superior geJqubo óptico, se intercala una lá­mina de caraÉ.paralcla9“ grandes aumentos) o bien un prisma(bajos aumentos) utilizándose la primera para 1a observación de1a totalidad del campoabarcada por el objetivo con perdida deluz mayor que en el prisma, con el cual solo puede ser observa­do la mitad del campo.

El microscopio utilizado en el Laboratorio de Ensayode Materiales de la Base Aérea Militar de El Palomar, es unmicroscopio Vickers universal, de proyección. Amlios detallescon respecto a su uso, construcción y conservaoi n pueden ver­se en (69). Sirve tanto para propósitos metalográficos comobiológicos. El citado anteriormente es exclusivamente metale­gráfico.

En este microsco io, een el cual sc tonaroñ las fo­tografias, la platina es mvil y superior al tube óptico. Elenfoque se realiza por el movimiento que imprimen a la platinalos tornillos macro y micrométrieo. El ocular se coloca en untube eorredizo, que puede, por medio de un espejo, interceptaro no, l"m rayos provenientes del objetivo. Cuandolos intercep­ta, Se observará directaMente con el ocular, en caso contrarioSe coloca el ocular en un soporte existente Verticalmcntc dc­bajo del objetivo. En esta forma , el ocular proyecta la ima­gen sobre un espejo, y este a su Vez sobre una pantalla de vi­drio esmeriladn, donde sc puede observar y tomar fotografias.La pantalla se encuentra en un fuelle, cuya oxtensión,rcgu1a­da por un tornillo, está coordinada con 1a inclinación del es­pejo, Movidopor el mismotornillo.­

La transmisión de la luz al y del objeto a observares realizada exclusivamente por una lámina de caras paralelas,no por un sistema intercambiable comoantes. La iluminación serealiza por lámpara de arco de carbón o lámpara pointolite,solidarios con el microscopio y fácilmente intercambiables porun ingenioso sistema de balanein. En el microscopio de la Fa­cultad se usó una lámpara dc proyección cinematográfica de 100Vutioe- 220 Voltios o bien lámpara de arco no solidarios conl microscopio.

bHEAgl’IVOfi ps ATAQUE:' ' '”" Se han usado muchos reactivos para es­

tas aleaciones,_pero la mayoria de clloshan sido poco estudia­dos, usándose comúnmenteunos pocos. Pueden distinguirse dostipos de a entes de ataque: aquellos que no atacan absolutamen­te la natr z de aluminio, sino algunos de los constituyentessirviendo asi para su identificación y aquellos que atacandbxalgunos constituyentes tarmién producendiferentes eoloraeio-‘\nes de los cristales diversamente orientados, permitiendo laidentificación de estos últimos. Los agentes de ataque más es­tudiados son los siguientes: (Mondolfo, 9)

Acido nitrico.- Se usa en general una solución acuosa al 25fi calentada a 7090 y sumergicndo en ella durante 40 segundosla superficie de la probeta. Se lava luego en agua fria. Lassoluciones nlcoholicas parecen no ofrecer mayor Ventaja.Nitrotc fórrico.- Se usa encralmente una solución acuosa al25 %, cmbebicndo un algodon con ella y frotando (swabbingz lasuperficie 30 a 40 segundos, seguido de lavaje en agua fria.Su acción Se manifiesta en particular sobre los compuestos en­dureeedores, pudiéndose usar por lo tanto para comprobar lasolubilización.Acido sulfúrico.- La más comúnes la solución acuosa al 20 %usada por inmersión de Aa proheta a 70 QC, durante 30 segundos

‘\\

4

._ \.—_-o—.—_.-_—.#8i , .. o...y pdsterior lavado en agua fría. Es particularmente útil para‘r­la identificación de compuestosdellhierro.Hidróxide de sodio.- Se han sugerido una gran variedad de con­centraciones y temperaturas de ataque. Generalmente su utilizanuna solución acuosa al lO % a 70 9C. or 5 segundos e inmersi ncon posterior lavado en agua fría. An eriormcnte (Keller y Wil­cox, 62) había sido usada la Solución al l fi fría durante 10segundos por frotamiento, pero no da resultados concordantes.Para el tamaño del grano dan mejores resultados las solucionesen ebullición al 10 fl o 20 fi es ecialmentc si su ataque es se­guido por su lavado con ácido n trico. E1 tiempo de ataque va­ría según la aleación de 5 a 20 segundos.«

Se han propuesto diversos agregados a las soluciones'do hidróxido de sodio. Así, una soluc ón compuesto por:A. Hidróxido dc sodio 2 gr.

Carbonato de sodio 4 gr.Agua ¡310se recomienda para aluminio puro, por inmerei n a temperatura

subiente durante 60 segundos. Recientemente ind sugerida unasoducifin que contiene:

B. Hidróxido de sodio 1 gr.Carbonato de sodio 1 gr.Cloruro de cinc 0.5 %ycloruro de estaño 0.5 1 4 ml.¿M ‘ ml.

se usa por inmersión por 3 a 5 minutos. seguido de lavado enagua, acido nítrico y nuevamenteagua. La solución debe ser pre­parada momentosantes de usarse.

Acidoiluorhídrico.-“Para la identificación de constituyentesse usa generalmente la solución al 0.5 % durante 15 segundos,por frotauiento. Soluciones más diluídas pueden usarse para di­solver la capa metálica extendida sobre 1a su erficie, duranteun pulido defectuoso, y que oculta los consti entes (disturbedlayer). Para la identificación del grano se uti iza una solu­ción al l fi. por tratamiento durante 30 segundos a 2 minutos.Sin embargose obtienen mejores resultados poragregado al fluorhídrico de otros compuestos. Así por ejemplo:

C. Acido fluorhídrioo lO f" clorhídrico 15 fi

Agua 75 %por inmersión 20 a 30 segundos y lavado con nítrico.

D. Acido fluorhídrico O fi" nítrico 20 fl

GliocrinaFué propuesta por Vilella, y se usa calentando la probeta enagua a ebullición, y sumergiéndola sin secar durante unos se­gundos en el reactivo.

E. Acido fluorhídrico 30 fi 10 gotas'" nítrico concentrado 10 "

100 ml.AFrotauicnto o innersiígadurantc lo a 30 segundos. Se conoce co­nunnente comomezcla ácida y se usa tanto para la identificaciónde compuestos comopara la determinación del tamaño del grano.Unamodificación de este reactivo propuesta por Keller,contiene:

G. Fluoruro de sodio 0,5 gr.Acido nítrico cone. l m1.

" clorhídrico 2 nl.Agua 97 nl.

Se usó junto con un ataque con acido nítrico y se propuso paramanifestar precipitados de envejecimiento. Para c110 se reco­mienda sumergir 1a probeta en una solución al 25 fi de acido ní­trico durante l minuto, lavaje con agua e inmersión durante lminuto en la solución G, lavaje en agua y secado.Aún más utili­zada que la anterior y más comúnmentellamada mezcla ácida, esel reactivo de ataque que a continuación señalamos:

- ¿{9.F, Acñáofluorhidrico'" nitrico 2

" clorhídrico 1mU1U1I-' ÑÑÑÑ

I

9

Agua. , 9Sc usa por frotamiento o inmersion durante 10 a 30 segundos.

Entre los reactivos menosestudiados pueden citarselos siguientes:Sulfato ferroso.- Se sugirieron soluciones aouosas al 5 a 10 %,usadas durante 30 segundos a 3 minutos. Parece actuar en formaparecida al nitrato ferrico.Acido picrico.- Se usa muypoco para aleaciones de aluminio. Haside mencionado una solución acuosa al 4 % usada durante 10 a20 ¿inutos. Se sabe poco acerca de sus reacciones con los consutituyentes de las aleaciones de aluminio. Ennegrcee al OuAlgoAcido erómiqa.- Seludiones al 5 a 2Q'%Nde'áeido. se usaron pa­fa'aleicirnds eontenicndo Mg. Se ataca durante.5 a QQ'Begundos¿denia fuí usado después de un ataque Con hidróxido do sodio10 %, un frotaniente con una solución al 3 fi para reVelar ellimite del grano (Dorn y Spiegel, 47).

Ferrecianuro.— Se ha señalado la obtención de color azul por sureacción con compuestos de hierro. Asi se usa una solución quecontiene:

H. Acido nítrico cone. 10 gotas" fluorhidricc 28 fi 10 "

Forrooianuro de pot.10% 10 "Agua oxigenada 30 5 m1.Agua 100 m1.

sc la usa durante 20 segundos a l minuto.

Acido fosfórico.- Se usan soluciones de 5 al 10 %para el ata­qu; del M55A18. So ataca durante lO a 30 segundos.Persulfato de amonio.- Se ha sugerido la solución al 2 fi, du­I;htp 1 a 2 minutos, por inmersión pero 80 eonooe poco su ace­ion.

Además ( H.Lay. 48) ha sido comprobado que 1a inner­siñn durante 1 á horas en fluorhidrioo 0,05 %revela ol límitedel grano en las aleaciones de Al-Ou cheJeeidas a temperaturasuperior a los 150 QC, incluida esta, pero no en las enVCjeoi­das a temperatura ambiente.

c) comrmmmgsz'"m‘ ““‘" Aunquelos elementos aleantes agregados a1

aluminio y las impurezas comprenden unicamente seis elementoscon siete u ocho otros metales ocasionalmente presentes la lis­ta de constituyentes intermetálicos incluye más de 40 pudiendohaber otros aún no identificados. Los constituyentes pueden sersinplenente elementos que no forman compuestos con el aluminioo bien fases secundarias, ternarias o cuaternarias. Se conocenlos siguientes:Bi, Pb, .092 A19 Cr 1.17 Cu A12, Fo__13.1_3_F02 A11, MgS A18. Mn A16, MnA14, Ni'A13, ri'ATST‘Egz S‘ï. ¡352537115 ZnS.

A1 Co Fe, Cr Fe A17, Al Cr Mg,o(Al Cr 51,,3 Al Cr Si, cu Fe Al3_,_Cu2 Fe A17,uJA1 cu;Fe, Cu2 Mg2 A15. Cu M34 A16, A1 Cu n, uNïïaïá‘ïïi cï'nvï, Fc MnA16, Fe Ni A19, x Al Fe Si, re Si A15,

5 Al Fe Si, Mg3 Zn3 A12, ax Al Mn Si, .5 Al ¡rn Si.

A1 Cr Fe Si A1 Cu Fe Mn Al Cu Fe Ni. Al Cu Fe Si, Cu Egs Si4A14, Al Fe IügSi, .x A1 Fé MuSi, ¿ A1 Im ‘H".

'“"'1;Q.l l. N.Varios de ellos se presentan en diversas formas ti­

picas. Nos referiremos a continuación a los compuestos que porla composición química fueran probables de hallar en nuestrasaleaciones (compuestos subrayados . \\Silicio.- En las aleaciones complejas se encuentra comocrista-ïlcs aislados o combinado. Es muchomás duro que el aluminioeleVándose por lo tanto sobre su superzicie. durante el pulidoy presenta forma tipica y color gris pizarra.

//

Cu 412.- So encuentra siempre como eutócfiiOo Al-Cu A12 o comoeutectioos comlodos. Bu forma está influenciada or la veloci­dad de onfriam onto en el molde. En aleaciones en riadas lenta"mente forma una rod en el limite de los granos y en las enfri­adas bruscamente aparece más bien comoglóbulos dentro de losgranos y comolíneas a lo largo del límite del grano. Cuando esprecipitado do aga solución sobresaturada adopta otras Í rmasque ec d soribir n oportunamente. A pesar de ser mucho m a du­ro que o aluminio. no adquiere mucho relieVe por un pulidoadecuado. Un exceso de presión, durante el pulido, uede ocul­tarlo, al obServsrlo sin ataque. Su color es rosa p lidobrilla­nto.. pero con demasiado pulido se hace marrón rojizo claro.

Fe A13.-Fe2 A17.- Tienen los mismos caracteres de ataque sien­do por lo tanto dificiles do diferenciar. Generalmente el FeA13 tiene forma “estrellada“ y el Fe2 A17 acicular. No se en­cuentran generalmente en las aleaciones comerciales, pues elhierro se halla combinado en forma compleja. ' ' \\Cu Fe A13.- Identificado algunas Veces como Cu Fe es una so­lución sólida de Ou on Fo A13.Cu2 Fo Al7.- Generalmente reconocido como Cu Fe, forma agujaslargas y finas. Su formación es obstaculizada por la presenciade Mn, Ni, Or o Co. Se halla comunmente enclaustrado en el CuA12. Cuando ol Si no está combinado de otra manera esta faseos sustituida por el A1 Cu Fe Si.

“¡A1 OuFo.- Es una fase inestable formada a veces por enfría­miento rápido.

NkAl Fo 31.- Es una fase muy común en las aleaciones de alumi­nio pero so desconoce aún su exacta composición. Se forma enlas aleaciones cuyo contenido en Fe es mayor que el de Si y es­tá generalmente presente en su forma eutóctica comoescriturachina. Se encuentra comúnmenteen aleaciones del tipo Al-Cu,siendo reemplazado por J< Al Fe Mn Si, cuando hay Mn. Con altocontenido de Si nunca se encuentra sino que entonces la faseformada es el Fe Si A15. La presoncia de Ou y Zn parecen favo­recer su formación.

Fe Si A15.- Se forma por una mezcla de Fe,Si,Al pudiendo adop­tar diversas formas, agudas o placas, según la composición de1a aleación. ­

A1 Cu Fe Si.- Se forma por una mezcla de Fe Si A15 y Cu2 Fe A17\los cuales siendo isonorfos oristalizan juntos. Su forma es lamismade la de las fases de las que deriva, o sea agujas largasdelgadas que tienden a sor curvadas. Generalmente también sehalla metido dentro del Cu A12 en caso de estar este presente.

Algunos de los compuestos citados no han sido detalla­dos en particular, pese a ser aparentemente probables en nues­tras aleaciones, porque algunas de sus caracteristicas los ha­cen elininables de esta lista. Así por ejemplo, los compuestosde Mg, no han sido citados, pues la solubilidad minima del Mgen aleaciones de aluminio es del 1,4 fi, o Sea superior al con­tenido en nuestras aleacioneew.- _

' . .l y... 4 _o --------'.'¡II-f.'_ 'Ademássoria muy improbable poder determinar compues-r

tos presentes en tan íntima-cantidad. En el caso del a A1 Fe Si,‘\\resulta que esta fase se encuentra solamente en aleaciones cu­yo contenido en Si es superior al 14 %.

A continuacion transcribimos de Mondolfo, 9, una tablaen 1a que se señalan las características de los compuestos sinataque y por la acción de los reactivos maá comunes.

Reactivo si "t Cu 11”” ""‘1‘1“”‘*r‘iï'¿a"ïï "{‘da'g‘ral7ï. _ 2gF82A13 g 3l .

¿sin ataque ""P’EÏEÉ;;3’"Ï—ïosadB" ¿ris”"mwï“éris‘áüïï’r"gri€"_wï- = z Pálido g Purpureo' rillento } claro ii _H_ . ¡H l g claro ¡I _ . .¡Meacla Ï No g No Ligero Negro , Pardo 'Aclda : varia varía obscuree F claro

15 " i í cimiento j ¿LS 04H2 Q No ' Más g Negro É No 5 No 'vgggeg/709 _' varía claro g 5 varía 9 varia f

En. ... ; _.. - ía._ _ 7;“ u. _m-n.b.v M._ Í“ _" . niH 03H No i Negro g No_ No No25 Varia - ¡ varía ; Varía J varia l

5¿«Osea/7090 L z | I= ¿»u -. . --a.-w.__-._ ._m._ 7.¿_hm-___ _.. -|

¡(N 03)Ee l No Ï Marrón f No o É No i, ¿ varia g obscuro? varia varia é varía ¡¡25Wsoñee- ¡ enegra,ÏFH l Más ; No i Marrón l Pardo Q No '50.5a/ lSseg. claro 5 varía 5 claro a i varia Ií | l obscuro 1l. í- -.. ._.--... .- _. .._,._.. .....,_ï. .... _ __.:NaQH I No ' Marrón 3 Pardo g Pardo - Pardo d'10fi/55eg/7090= varia claro Á obscuro: obscuro f claro E

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Reactivo :uífiCuFe) '>((A1FeSi) Fe Si A15] AlCuFeSi iSin ataQue “L'ürïs “'““'“d51s"‘“"”" '"'Grïs "m WI.Gris 'J 1

_ 5 violeta claro claro ;¡.n-. -. -.. _-.. p ¡.. _.h. H__”‘ __ . _.._<_H_“n_., .-m "rm-- .{Mezcla - 2 Pardo Pardo Pardo Pardo 3

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' .p 521

La experiencia del observadory'la composición qui­mica de la aleación, la forma y color de los compuestos y unospocos ataques permiten generalmente decidir rápidamente 1a iden­tificación. Pero en caso contrario, la acción de estos mismosreactivos es distinta para cada compuesto, haciendo posible ladiferenciación. \\

Figura en A.S.T.M.,13, una especie de marcha sistemá­tica para la identificación de compuestos en aleaciones de A1.A pesar de ser esta publicación posterior a la de Mondolfo,9,la encontramos anticuada pues no menciona numerosos compuestosque se dan por bien estudiados en esta última obra. flor lo tan­to nos referimos a ella.

d) PERMITE“-"' AdoptamosnueVamentela división de las aleacio­

nes Al-Cu, mencionada en II)1)pag'3 para la consideración de lamicroestructura de cada una de e11as,Mondolfo,9. '

1) Aleaeiones con ¿0% o más de Cu.: La microestructurade estas aleaciones es simple. El Cu, comose ha dichoïlI,2,pag

está parcialmente en solución sólida, generalmente en alre­dedor del 3 al 3,5% en las aleaciones fundidas en molde perma­nentes y 2 a 2,5 % en las fundidas en arena. El Cu remanenteforma CuA12 en una red tipo eutéctica, distribuida dentro dela matriz de solución sólida de Cu en Al. El Fe se combina conel Si para formar ok(AlFeSi) o A1 Cu Fe Si, según la relaciónFe:Si en la aleación. La relación crítica es aproximadamentel(Fe = Si). Cuandoexiste esta relaci n, ambos compuestos e tánpresentes, a pesar de que 1a velocidad de enfriamiento tiene al­guna influencia y puede desplazar el equilibrio. Alta Velocidadde solidificación generalmente produce‘1L(Al Fe Si), baja velo­cidad A1 Cu Fe Si. Cuando el % de Fe es menor que el de Si, pre­domina Al Cu Fe Si, comunmenteasociado con Si libre.

El Mg,8n y Zn en las cantidades mencionadas están ensolución sólida y no parecen influir en la formación de los com­puestos Al Fe Si. El Ti,V,Mo,y Cr están presentes en cantidadesinferiores a1 0,2 %, son visibles únicamente con fuerte segre­gación local y estas condiciones no influyen en la microestruc­tura.

La rei de Cu A12 es tanto mas gruesa y unida y no uni­forme cuánto menor es la velocidad de enfriamiento, comoya seha mencionado (pag 25).Las fotografias en (9.10 y 11) son mu \clocuentcs. En Mondolfo,9, se muestra además el 04 (Al Fe Si?como escritura china, y agujas de Cu A1 Fe Si dentro del Cu A12Los eutécticos normamelntepresentes en estas aleaciones son:

Al-CuAl2-AlCuFeSi-Si' (52090) Cu 26%, Fe 0,5%; Si 6,5 %Al-CuA12-Si; (525 905 Cu 26%; Si 6%Al-CuA12 (54890) ou 33 %.

El tratamiento térmico sehalla limitado por el primer eutéctico.2) Aleaciones con 6 - 8 % de Cu.: La microestructura

es análoga a la de las anteriores, con las diferencias cuanti­tativas. Los constituyentespresentes son: CuA12,<><(AlFe Si)y Al Cu Fe Si , algunas veces Si, Zn y Sn están en solución só­lida y no aparecen comoconstituyentes separados. Los eutécticosnormales son los mismosanteriores. Comoantes, la temperaturamaximasegura es de 52090 para la solubilización .

I 3) Aleaciones con 4 - 6 % de Cu.: Muestran Cu A12, ¡O((Al Fe Si) y/o A1 Cu Fe Si y Si. Cuando contienen Pb y Bi , \están presentes estos mismos compuestos y además probablementePbBi. Las agujas de A1 Cu Fe Si como siempre están enclaustra­das dentro del Cu A12. Los eutócticos que se forman son los mis­mos ya mencionados. Cuando contienen Sn. se forman además:

Al - Sn;(62(90), Sn 99 %A1 Cu A12 — Sn; (227 90), Sn 99 %. Cu 0.5 7€

por segregación. /. \

Cuandoestas aleaciones contienen poco Si,no se formalos eutócticos¡Al-CuAlQ-AlCuFeSi-Si y Al-CuA12-Si por falta deeste elemento.

\

e) yJA_R_I¿y.c‘I_9_1\{_nEESTRUCTURA; CON EL TRATAMInNTgEmIcg: El efec­to de la solubilización es simple. Comosu nombre 10 indica, sesolubilizará el Cu, en su forma de Cu A12, tendiendo a desapa­reccr 1a tipica red de CuA12 de la fundición. La desaparicióntotal o parcial del compuestoestará supeditada a parte de losfactores mencionadosen II)4)b) pag.23 , todos interdependientesDependcrá primordialmente de:

a) Cantidad de Cu contenido" I ' " no disuelto en la fundición

c) Temperatura de solubilizaciónd) Tienpo de solubilizaciónc) Distribución del Cu A12f) Transmisión del calor(tamaño piezas, Carga del

horno, etcg) Impurezas

Los factores f) y g) ya se han tratado. La cantidadde Cu de la aleación es fundamental, pues en nin ún caso es po­sible solubilizar mas del 5,6 %de Cu. Subsistir n siempre, porlo tanto, partículas de CuA12, no disueltas cuando el Contenidoes supgrior. Las partículas estarán redondeadas por la solubinlizaci n.

La cantidad de Cu disuelta en la fundición es gober­nada por el tipo de molde o sea velocidad de enfriamiento y re­ducira cl CuA12a solubilizar posteriormente. La temperaturay el tiempo de solubilización son interdependientes y dependende los demás factores. La distribución del Cu A12, también de­terminada por el tipo de molde, cs importante. Cuánto más grue­sa y menosuniforme es la red, tanto más dificil 1a solubiliza­ción máxima.

De manera que la microestructura de una aleación so­lubilizada diferirá fundamentalmente de 1a fundición. El CuA12'existfiñhe como part aulas o como red más o menos gruesas o par­tes de redes, segun comohaya progresado el tratamiento. Apartede eso, se obServarán inalterados, los compuestos de los elemen­tos sccundarios insolubles a 1a temperatura de solubilizaei n.En caso de existir; una pequeña solubilidad, estarán redondea­doe o como " comidos”, finOS¡ Estas observaciones deben hacersepara ser exactas, en probetas metalográfidas pulidas antes dela solubilización pues sino envejecerá espontaneamente duranteel pulido.

El envejecimiento después de la solubilización, noproduce un efecto visible directamente sino cuando la aleaciónesta sobre-envejecida considerablemente. Así, un enve'coimientonormal(p.ej. 8 horas a 150 90) no produce precipitaci n viaibleal microscopio del Cu A12. Tampocoes revelable por ninguno de,los reactivos comunes (808H2, NO3H, (N03)3 Fe. En'cambio, semuestra en Budgcn,11, 1a fotografia dc una aleacion chill-castcon 1,6% de Cu, solubilizada a 30090, templada en agua fria yenvejecida 100 horas a 300 QC, mostrando un fino precipitado enforma de agujas y partículas de Cu A12. Antes del envejecimien­to, la superficie era homogénea. Asimismo, a1 observar se Ve laprecipitación cn una aleación con 0,7 %de Cuymsolubilizada 11días a 540 QC, templada en frío y enrojecida 2 semanas a 200 9G,

..- ___r—- -——._—.._.—-——.o-‘r‘“'

51+Tambiénse muestra el aspecto de una aleación estabilizada c re­codida, bajando lentamente durante 20 horas, la temperatura des­de la solubilización. Se observan particulas relativamente gran­des, uniformemente di ribuídas y similares en tamaño. En Panse­ri,lO, también se muestra la precipitación fina del CuA12, enuna aleación A1 - 4,5 % dc Cu, solubilizada 24 horas a 53090, ycalentada 45 horas entre 190- 350 90. También se puede observaresta reprecipitación en Mondolfo,9, en probetas metalográficassacadas dc un piston de Motor Diesel después de varios cientosde horas de servicio, en forma de agujas y puntitos. Tambiénse muestra en Mondolfo,9, Cu A12 reprecipitado por enfriamien­to en horno, comoagujas ordenadas regularmente .

Las teorías del endurecimiento por envejecimiento, yespecialmente, 1a última dc Fink y Smith, se basan enque el a­taque con reactivo de Keller(Reactivo G, pag 4-8) revela la pre­cipitación, aún, cuando no es visible directamente. A1 efectoen Panseri,10, se publican micrografias de una aleación con5,17 % de Cu, 0,01 % de Fe y 0,01 % de Si, calentada 20 horasa540 90, templada y cnvejccida a varias temperaturas:a) 3 mesesa temperatura ambiente, b) 30 minutos a 160 9C, c) 140 minutosa 200 90, d) 256 horas a 160 90. Luego todas fueron atacadascon N03H25 % y con el reactivo de Keller durante tiempos varia­bles con el enVejecimiento. Mientras que en las dos primeras seobserva el límite del grano y rayas tenues en el interior, lassegundas muestran puntitos y gruesas rayas(que cambian de dire­cción Segunlos granos) de particulas precipitadas. La teoríaafirma que la precipitación se localiza preferentemente a lo la­rgo de los granos de deformación originados cn los granos porel temple. En efecto, se muestran en la misma fuente, microgra-­fÍas de una aleación con 5,17 % de Cu,'calentada 16 horas a 540 9templada en agua fría y no atacada; muestra limite del grano yrayas cn divorsas direcciones. La misma zona después de 2 horasa 200 90 y atacada por Keller tiene acentuada las rayas visiblesantes. Otra probeta fué templada en agua hirviente y envejecida2 horas a 200 90, atacada por Keller muestra límites y rayitaspequeñas. Otra fué templada en aceite, atacada en forma pareci­da a la anterior, es semejante pero con menos rayitas. De mane­ra que la velocidad de temple gobierna las tensiones producidasy la localización de 1a precipitación a lo largo de los planosde deformación. ­

\

Unaspecto importante de las estructuras resultantesde un tratamiento térmico revisten los tratamientos defectuosos.Los defectos mas comunes resultantes son según Mondolfo,9, zsolución incompleta, fusión del eutécticc, deterioro por altatemperatura, blistering. Es dificil afirmar que existe soluciónincompleta, pues la solubilidad indicada por los diagramas deequilibrio puede modificarse muchopor las impurezas o los com­puestos intermetálicos secundarios existentes,La fusión del eu­tóctico puede reunir a este en grandes masas, cuya expansión pue­de producir rajaduras intergranulares. Cuandoel tratamiento escontinuado despues de la fusión, puede solubilizar eleutécticoquedandea veces unicamente la rajadura, lo cualhace dificil sa­car conclusiones. El deterioro por alta temperatura consiste enoxidación y fusión del cutéctico. Tanto la fusión del eutécticocomola oxidación son casos dificiles de revelar con seguridad.Compuestosoxidados y perjudicados no se distinguen facilmentede otras inclusiones o poros dc gas. El blistering puede tenerlugar en material perfectamente sano antes del tratamiento y suexplicación es insegura. Se manifiesta a veces por 1a aparició nde burbujas pequeñas de gas, explicándose esto por la expan­sión del gas preexistente en el material.

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.111.) EA'ETE EXPERIMENTAL

1. FUNDICION

Fueron fundidas 45 barras cilindricaa de una longi­tud aproximada de 32 cm. y un diámetro de 3 cm., en rupcs de15 correspondientes a los tres tipos de aleaciones. a fundi­eión se realizó en un crisol de antracita destinado especial­mente a fundiciones de aluminio, en un horno con quemador depetróleo, fundiendo primeramente el cobre y agregando el alumi­nio necesario para obtener el porcentaje requerido para cadauna de las aleaciones. Cuandola masa se hallaba en fusión elcrisol fué sacado del horno y removido su contonido por mediode una barra de hierro. El fundidor estimó la temperatura delmetal liquido en unos 800 QC. En esas condiciones fué volcadoa los moldes lentamente, reteniendo la escoria sobrenadante pormedio de una espátula de madera. Una Vez bien llenos los moldesel exceso fue volcado en una lingotcra, para poder realizar enel mismocrisol y a continuación la proxima fusión. Cada moldeestaba construido en vias de que el agujero de colada permitie­ra llenar al mismotiempo 5 moldes Verticales de 108'barrotesmencionados. La tierra de moldeo con que estaban realizados losmoldes presentaba una composición próxima a la siguiente:

Arsilla 10-15 fi¿tesón l % (residuos del sulfitadc de

la celulosa)Bentonita Plastolith 2 %Carbón de leña onpolvo 1:5 %Resto : Arena '

la permeabilidad, de suma importancia en el fundido del alumi­nio era de 30 unidades AFS.

Despues de una hora los barrotes fueron retirados delos moldes hallandose a unos 150 - 200 90, enfriados al aire yluego acabastados.

De cada uno de estos barrotes fué cortado un pedazoapropiado del extremo opuesto al de colada y en algunos de am­bos, para ser utilizados comoprobetas metalograficas.

Vamosa continuación a hacer una breve reseña de lasparticularidades que reviste la fundición de aleaciones do alu­minio con el objete de hacer resaltar la influencia de las con­diciones de fundido sobre las propiedades mecanicas. Fué extrai­da de algunos articulos que pudieron consultarse, ya que carc­cemos de experiencia personal sobre el tema.

Budgen,ll, hace notar que es generalmente preferibleañadir los constituyentes aleantes del aluminio no comoel me­tal puro, sino en forma de las llamadas aleaciones "madres".Las aleaciones madres de Aledü se usan al 50 o 33 % de Cu. Seelaboran fundiendo la cantidad de Cu correspondiente en un cri­sol bajó une capa de carbón de leña y en crisol aparte 3/4 parftes del aluminio correspondiente, de manera que ambos estén xflúidos al mismo tiempo y el A1Ja unos 700 9C. Se vuelca enton­ces lentamente el Cu en el aluminio, agitando. Tiene lugar unareacción exotcrmica, cuyo aumento de temperatura se reduce aña­diendo el Al restante. Se vuelca luego en lingoteras. Otro mé­todo es fundir el Cu bajo carbón de leña, añadiendo las 3/4 par­tes del aluminio necesario hasta que cese la reacción y luegolos restantes. Los lingotes son analizados antes de usarlos pa­ra la fabricación de aleaciones.

56Según el folleto de la ALCAN,35,.las-aleaciones de

aluminio Presentan 3 particularidades propias durante 1a fusiónLa primera es 1a afinidad hacia ciertos gases, especialmente H2Ciertas sustancias, por ejemplo agua, se desoomponeny el H2 seabsorbe por el metal. La reacción es tanto mas notable cuántomayor es la temperatura. Por lo tanto deben evitarse los 700 90en hornos de llama directa y los 800 QCen los de llama indirec­ta. La segunda caracteristica es la facilidad de oxidación, queaumentacon agitación y alta temperatura. La tercera caracteris­tica es 1a facil contaminación del aluminio por equipo sucio,por ejemplo crisoles usados para otros metales o por escorias.

El moldeotambién presenta ciertas particularidades,para las aleaciones del aluminio. Su poco peso permite usarmoldes de arena menosapretados, pero dificulta la expulsión deóxidos y gases. La arena del molde debe ser altamente permeablepara permitir c1 escape de gases. Además, las aleaciones de A1son frágiles en caliente ("hot-shortness"), solidifican lenta­mente y las tenSiones originadas pueden dar origen a rajadurasOtra caracteristica es la alta contracción sufrida en la soli­dificación. Puedenevitarse estos inconvenientes haciendo cn­trar el material fundido simultaneamentepor varios orificiosdel molde, pudiendo usarse asi la menor temperatura de colada.La colada debe hacerse evitando toda agitación violenta y sininterrumpir nunca 1a corriente. La altura entre el crisol yel molde debe ser minima para evitar absorción de gases. Seusan algunos dispositivos apropiados para facilitar la COLBdHu‘

interdc- *\Los siguientes factores de la fundición, todos‘bfld0r

pendientes, influyen en las propiedades mecánicas obtenidas, amás de la técnica general ya señalada:

l. Tipo de molde y material de moldeo2. Tipo de arena y moldes de la misma3. Temperatura de fusión4. Temperatura de colada5. Dimensiones de las piezas a fundir6. Atmósfera sobre la superficie del metal fundido.

Los trabajos de Gaylor,53, informan sobre los puntos'l, 4, 6 y 7. El material o tipo de molde influencia la estruc­tura del grano y la microestructura. Cuánto mayor el grano, me­nores son los valores de las propiedades mecánicas. El tamañodel grano disminuye en la siguiente sucesión deinoldes: arena,acero, grafito, molde de cobre refrigerado con a a(se usó paraestablecer esto una aleación de A1 con 7 % de Cu .

Conrespecto a la influencia del tipo<ïe arena, ex­traemos el siguiente cuadro de Budgen,ll:

* Materialiïcïci....an¿1.<?. 3.9.5.9.9:..1..a..‘C.ra°ció:n_ ¿largamente' gr/me.‘Arena de moldeo seca 9,5 2,5

" " " verde 10,5 4" carborundum seca 10,3 3.5" " Verde 10,4 4,0

Molde de Fe fundido a 450 90 10,4 4,0n n n n n 23o gc 12,0 6,5

Composición de la aleación: Cu, 4,25 %; Mg, 0,22gfiq Si, 0,52 fiFe, 0,95 fi, solubilizada por 96 horas a 495 90,<mnveje01da 8horas a 150 QC.

Los trabajos 67 y 65 informan sobre los factores 3 y 4.En general se procura colar a las aleaciones de aflhnminio, a lamáximatemperatura, pero ambostrabajos, especialimente el últi­mo, señalan que existe una temperatura de colada ¡6ptima, enci­ma o debajo de la cual se obtienen propiedades ingieriores.

s?I _ Lahtemperatura de colada difiere de la de fusión y de­

beria determinarso-¿uah;a.uto-antes-de_llenar los moldes, puespodrá enfriarse el material al transportar el crisol. Cuandolatemperatura es demasiado baja no solo se llena nal el molde,sino que tambien el enfriamiento es demasiado rápido para f0r9mar la estructura cristalina correcta (se forma poco eutéctico).A partir de la temperatura óptima, 1a resistencia a la tracciónbaja continuamente, comola muestra el cuadro siguiente de Ri­chards,65.

Temperatura de colada Resistencia a 1a tracción650 90 14,00 kgr/mm2.675 ec 13,65 " "705 9C 13,45 " "73o gc 12,95 n u760 QC 12,60 " "QC n n815 QC 12,25 " "845 90 11,90 " "379 ec 11,20 " "

Se refie e a una aleación con 8 % de Cu, fundida en arena ver­dc.

InVersamente se forma demasiado eutéctico, quebradizo.No es posible dar reglas generales, pues la temperatura de cola­da depende de: la composición dela aleación, Velocidad de soli­dificación (tipo de molde, tamaño de la pieza) y ds la tecnicade colada. La composición de la aleación es fundamental y nosólo influyen los componentesprimarios.En general, las tempe­raturas de fusión y colada de sos sistemas ternarios sonxinfe­riores a lo de los binarios. Se necesitan temperaturas de\cola—da inferiores para las fundicioncs en arena que en moldes re­frigerados. Para u amismatemperatura de colada, baja la resisatencia a la tracci n con el espesor do la pieza ( aleación con“8 de Cu, molde dc arena, temperatura de colada 703 90 ).

Diámetro ' Res.a 1a tracción Con respecto a la10,2 mn 14,0 kgr/mm2. técnica de colada es11,4 " 13,3 " " dificil mantener la te­12,7 " 12,6 " " mperatura de colada19,0 " 11,2 " " óptima cuando se tiew25.4 ” 9,5 " " nen que llenar varios

moldes, pues se enfríael crisol. Por ello se aconseja lleñar la totalidad de los molmdos de una vez o vclVer a calentar la masa hasta obtener la tem­peratura de colada óptima. Cuánto mayor es la temperatura decolada, mayor es el tamaño del grano y menorla microestruoturac

Conrespecto a la temperatura de fusión,unos aconse­an usar la mínimatemperatura que asegure suficiente fluidez,

2650-75090) para evitar la absorbción de gases facilitada aalta temperatura. Otros en cambio, sugieren calentar hasta 8009C y aún 900 90 para facilitar la descomposición de ciertosóxidos y nitruros y luego eliminar los gases absorbidos con porejemplo una corriente de cloro. En este último caso deben usar­se hornos eléctricos y enfriar rápidamente hasta la temperatur ade colada agregando por ejemplo lingotes de la aleación o dealuninio al crisol.

La influencia de los gases en contacto con la super­ficie del metal fundido sobre las propiedades mecánicas es gran»de según Gayler,53,La autora realizó experiencias con una alcawción con 7 % de Cu a temperaturas de colada de 740 y 840 QC,fundiendo el material bajo: a) vacio; b) N2; c) H2; d) gasesdel horno; e) aire y volcandó a distintos moldes. La aleaciónfue hecha a partir de aluminio comercial, degasificada yuppwmnmeaavsiimineaiónnpem enfriamiento lento o N2, se añadió Cu a la

/- \ ¡a/ \'-. ‘ ‘u- .v“",É'J

r x“ ¡m-;3" .5Í3.menor te;p¿retura posible, se-Vblcó en lingotezeé'y se refundióa1 vacío en un horno de inducción de alta frecuencia. Luego semantuvodurante 25 minutos sobre la superficie de la aleaciónfundida el gas cuyo efecto se quiso estudiar y finalmente fuévolcado a los moldes. A 740 QCde temperatura de colada, laateósíera modificó poco la nacroestructura y nada la microes­truntura. Colada a 740 QCen moldes de acero mantenido a tempe­rntqra ¿nbiente, se obtuvo la máeroestruetura más fina con va­cío e H2. A 840 90, en cambio, es mayor la influencia de losgases sobre la macroestructura. Volcado en moldes de acero, lamacroestructura en general es mayor que a 740 QC, pero la másfina se obtiene para H2. A 740 QCbajo gases del horno de lla»na abierta Se obtiene una tamaño del grano bastante chico, pe­ro ¿uy grande a 840 QC. Para moldes de arena se observa lo mis­mo: en ambos casos (740 y 840 QC) macroestructura mas fina ba­jo H2; tamaño del granoüdependiente de gases de herno dellameabierta a 740 QCy muy influenciados (grano grande) a 840 QC.Usándose moldes de cobre refrigerado con a ua, la atmósfera prá­cticamente no ejerce influencia comotambi-n es despreciable elefecto de la tenperetura de colada. La microestructura sólo esmás gruesa a 740 QCque a 840 9C, pero no depende de la atmós­fora.

Comose aprecia, las condiciones de fundido debenser cuidadosanente controladas. En nuestro caso no fué posiblecuidar tanto las condiciones, pero fueron aceptables.

-oooOooo­

IIIZ zz ANALISIS QUIMICO. ,z”

a) CUALITATIVO \

I fEl’analisis químicode,nuestras aleaciones fue rea­

lizañc cn los laboratorios "e Analisis Inñustriales Re ObrasSanitarias Qe la Nacion.

Los barrotes venian narcaios ic la funlición con I,II, III de acuario al conteniño creciente "e Cu ae caña alea­ción. Optamos por llamarlas A, B y C en el mismo orüen para e­vitar confusiones.

La toma ¿e muestra'se realizó perforanño caña barrowte en los 80s extremos en direcciones perpenüiculares entre sia"Las virutas obteniñas eran reunidas y nczclaïas para caña a­leación.- No se toaó :uestra Re la parte central, pues losbarrotes estaban ñestinaios al ensayo Gotracción y ol análi­sis auímico üebía ser realizaio necesariamente entes ño los en­sayos iecánicos.- Las saterias primas utilizañas para la funfli­ción fueron: lingotes ie aluminio “e la Aluminue CompanyofCana“a¡ aluminio primario Qe una pureza Ge lbll fi y co;posiciónp: 0.5; "fi o ncsconoetdoy ccbre electrol’tico He 99,99 %le pureza, Gel tipo usaüo pa­ra conflunteres electriCOS, en ÍOILGñe alambres gruesos.­

Conrespecto al análisis cualitativo, hubiera resul­ta‘o ñificultosa la marchacomúnfiel análisis, pues la canti­ñaü Re inpurezas existente era pequeña üebiflo a las materiasprimas ¿tilízañas y a que el crisol de fusión ora exclusivopara este tipo ie aleaciones; razón por 1a cual se ñebía haberpertiño Je una gran cantiflaa Re muestra con las consiguientesñificultnaes tecnicas.— En efecto, la abrueaïora proporcion engue se encuentra el aluainio, hace dificultosa la tarea de in­vestigar los Jonás elementos, pues el enorme volumen Gel pre­cipitnño hace susazente lenta la Operación fiel filtraao y 1a­Vuloy son necesarias varias reñisolucionos y reprocipitacionesnera purificar el preeipitaüo, alarganío sobremanerael tiem­po Qe trabajo con resultanos no ¿uy seguros y se tonüria un vo­luien final muygranñe gue es necesario concentrar.- flünnóuuaüA”cnís a} llegar al tercer grupo ie cationes y preeipitar elhiñróxiñc Je aluminio nrxastraria a los elementos ae los gru­pos siguientes, y aún suponienño gue estos no intercsaran, enla marcha fiel tercer grupo el zisao(OH) Al añsorbería al ser se"paraïe, a los otras elementos a excepcion Gel en que ya habriasifle separano.

El análisxs cuantitativo "e estas aleaciones ha siüoy es muyestuninüe, no así el cualitativo que se encuentra po­co menciona”oen la literatura guímica.- Se intentí seguir lahúIChflcualitativa ceapilaña ¿e Jiversas fuentes por FeñcriceA.F. Hirsehsann en Innustria y Química (21)

Con51ste en le siguiente: Se toman apraxiuaaaaente5 gr. ie suestra, la gue se ñisuelvc en 100 ml. ño HCl 1:1, seoxiña cen Nfign, se Jiluye al señio con agua, se calienta, seenfría y si hay precipitaüe se filtra. El precipitafle puu"0consistir ac ClAg, Clng, y WO4H2,que por ¿ivenns pasos se i­icntifican.- La solu015n se calienta a 8020 y se neutraligacon HONn30%agitanñs enérgicamente hasta turbieáaü hemegeneay persistente.“ Se clarifica con HClcancentraño, se ajusta laaci”ez a 0,3 N de ClH y se pasa SH2a 8020. Se iüentifica lue­go Bi, CJ, Cu, Ag, y Pb en el precipitaño.-- A su vez la salu­ciín se lleva a ebullición ara expulsar el SHQ,se oxiïa csn\N03H, se agregan 30-40 gr. ze HONay 100 al Ec agua y se calienm

z ' "" \x__-.-60..-.­ta a ebullición iurange sovminutas.—E1“frn Ge este a regaüuea transfprsar el Al en A102Napara evitar su precip tación.­Sigzcn"iversas eperaci;nes.para iñentificar los restanteseleicntzs.- La utilizaciín ie esta gran cantiüaü Qe OHNain­traïuce lígicamcnte un gran número ñe impurezas.

A1ejecutar esta marcha tropezames cen les siguientes \inconvenientes: A1 flisolver la muestra quedaba un pequeño pre-'cipitañe Rc Si 02 que no habia sido totalmente exiñañe. Es e \señainr que el Si no está consiñerañe en toda la marcha, pese.a gue haya aleaei;nes cun alta porcentaje Gel misme.-- El in-\cunveniente mayor cunsistiu en la regulación Gel meñie araprecipitar les sulfurus par la técnica señalada en el mcteño.En efecta, es muyñifícil apreciar la 'turbioñai persistentey hlmogénea"y a pesar ¿e haber cunsiücraño sobre “istintasnuestras "iveress estaacs ¿e turbiedañ, no puñimos obtener pes»tericreente un precipitaño "e sulfures en cenüióienes filtrabwles.- Se intentó asimismo el ajuste Gel meñie por cálculo iela cantidad ñe HONanecesario, pero tanp co ñióresulta”v. Sehace impasible la utilizacián ñe inflicaflores, pues el (0H)5Alf'r a?) al caer el HONa,las aüserbe y es flifícil fle rediselvcr.

Unap sibiliñaé Ge eliminar el gran porcentaje deCues separarl: par olectrólisis. Pero en case ”e usarse ClHpara la “iSuluciSn ne la nuestra, Hebe añañise SO4H2y llevara hum;s fiel Lisa}, lJ gue es flificultose per 1a gran cantiüañGemuestra que escocesario usar.- Si La ñisolucion se reali­za con N03H¡para la pestcrior electrólisis, el inconveniente“csi”: en su cxtraurüinaria lentituñ Re ataque, aún en calien­te. I

\

Pecría inhibirse 1a acción del A1 en una marcha ana- \lítica cunún, anpiejánüule con acido tartárice, per este no \s Tuciuna el prablesa, pues una vez Gisuelta la nuestra y eli­2ina49 el 2%grupo de cationes, el Al no queaaría supriaiña Gelvc’ia, queüañdopresente en el líquido dende debe investigarsc4; y 5a grupo y aflegas pasarían en solución otros cationes quena puñrian ser investigafles cen les ie su grupo.

Debi”ea tJñas estas dificultaües se raalizá el aná­lisis cualitativo espectregráfice.— se sacó por 10 tanto un es­pectro ’e arce ae corriente continua en un espectró rafa üeAñan Hilger de la F.b.E.FyN. con tiempo de exposicion de 1 mi"nuto, colccanño las virutas en el arce ie carbón. He se pueñeusar la aleación üirectamente Ge electrodo, por su baja punt?lc fusiín. Este espectro se superpuse, usanñe un diafragma deHart a a, a une Ge Fe obteniña en las mismas conflicienes ,que

" * ‘ws electrsñrs Gel mismo elemento.

ubt aida le placa, se precefliá primeramente a la i­"entificaciín ¿e las líneas per meüio Ge un comparador.- Paraello se marcaron las lsngituñcs ¿e unña ie las líneas funflazen­tales fiel espectr: 301 Fe y se leyí la posición fic las líneasincógnitas ñe nuestro espectru, l; gue permitió hallar su len­gitu” ie enïa pvr interpolaciín.- Este Gato, conjuntamente conla aprecacién ¿e la intensiflafl ie las líneas. permitií, por lastablas Qe iñentificaciín existentes en Broñe (22), determinarlas elencntus presentes.

Este praceñimiente es trabajuse por los cálculos intherentcs y añenás es excesivamente exacto y sensible para lainñile flenucstre analisis guínic3.- aún cuanñu fué realizaño,preferimos fiar los flatos obteniaos por un métgño nenes exactoy sensible, pero mas sencillo, el fle proyeccion- gonsistio ennro ectar la placa sobre láminas existentes tambien en Broñe(22 y gue contienen las líneas principales con sus respectivaslongitunes Je onña de los "istintos elementos. Para ello sehizo coinciñir las líneas principales 4e1.espectro fiel Fe ae

61la'placa con las corresponñicntcs ac la lámina.- Acontinua­Clon se üutallan las líneas gxin01pales del es ectro hallaéaa,una estimación'nprvxianna 30 su intonsidac y sus longitu­1- ,v.’c U¡"JS no 'Juínt. o o

PN?­vw”

Losthuï "e Inten- Ele- Longitufl Inton- Ele­ouda A alía“ ucntu 10 onña A aiñafl mento

2133,54 46311 Sn 3320,26 muy 46h. N12492 15 intensa Cu 3340,4 aéb11 Ti?E‘5,90 I " Si 3361,56 muy fléb. Ni2515.9 iobil Zn 5572,8 " Ti2519,21 7 Si 3350,36 v Ni2524,12 ' Si 3392,99 " Ni2523,94 " Sn 3413,77 « N12527,44 " un 3446,26 flébil Hi2529,52 7 #4 3492,96 " Hi2613,70 " Eb 3502,26 " Cao616,4 ' Cu 3512,11 muy "éb. Ou2:31 5 intensa Si 3531,99 “ébil un“€60,35 _"_ A1 3633,74 Cu2746,75 aébil Ni 3602,04 " OuP 42,5 intensa Ti 5605,33 " Cr274°,3 " .f Cr 3608,48 inlonaa Mn2802,? any 40b¡ Mg 3619,89 ' N1981“.6 “ Sn 3639,44 débil Cu291‘.5 ,".. Mn 3685,2 intqnea Ti26:2;1 iabíl Mg, 5746,91 ñébil‘ 06'‘992,9 " Cu 3739,95 " tb9912,. n Ti 3759,29 " T12°61,¿ ’ Cu 3761,33 ' T1r<64.6 ' Hi 3301,03 n Sn393”,0 ' Cr 3904,79 muy ñéb. Ti¿o ;,¿ w N1 4030,76 ' Mnn intensaCuyü66,3 “ Ti 4177,70 " Cu \:00:,0s 1343 4, 4172,05 w On3126,; 64511 Cu 4254,34 " Cr714?,4 “ Cu 4274,59 " ' Ti39?“;2 " Cu 4301,77 muy fleb. Cr¿940,46 “ Ni A4?U,48 aébil Ni3243.8 9d; ü". Mi 4536,05 " Ti3273,; ,..11 Cu 4552,46 ¿uy aób. T13287,0‘ uh‘ oo. Zn 4604,99 " . Ni3302,14 ¿ay ’40. N1 4617,28 " Ti3567,05 i;tcr*w Cu 4648,65 intensa Ni3317.30 165;; Mu

3050041312 La presencia ¿e A1,Fe,Si, y Cu, revela ulespectrn la pydsuntífi “z C:,Ti,Ni,Mn,Sn,Mg,Pb y Zn. El Ca gc ha­lla ñcsñe ya presento en el carbón ie los eloctroñoa. Quedocanafirmcña la presen012 "e Cu F6,Si,Tí,Cu y Mgen nuestras 3100*ciones, por el análisis cuantitativq; mientras qqe no se obtu­v1crcn resulfaïos cn la íctcrginnción fic los Gomaselementos.

tu: 0, Je vostlgios revolaflos por la sen­

_.'0- o o o __­

III) g) _pNALIS}S QUIMICO.

b) CUANTITATIVO

Comoya ñijiaos, se han estudiaño mucho y se sigueneefiuflianïo, los mótoüosfiel análisis químico cuantitativo delos aleaciones "e aluminio. Así, por ejemplo, encontramos lossiguientes títulos le obras ñefiicaüas exclusivamente a ese fin,pere cue no fue posirle consultar; Churchill anñ Briflge, Chemi"cal ¿nalysis of Alu;inum¡ British AluminumCompanyLta., Analy­sisfaluminum an” its a110ys¡ Aluainum Research Inst., Chicago;(1948), Analytical methoñs for AluminumAlloys; estos dos úl­timos citados en Iniustria y Química Ge ñiciembfe ñe 1948.

Métoños completos también se hallan en A.S.T.m. (14)y en Scatt (15) vol. 1.- No existe marcaüa Giforenoia entre am­bos procesos, a excepción ae que 1a marcha ie la A.S.T.m. Heter­:ine Bi lo que no se hace en Seott.- Se siguió ol métoüo üe la¿.s.; m, (14, eaición 1943)

En la mayoría Je las üeterminaciones figuran varios¿eto‘es para establecer el porcenjaje ae un mismoelemento. Seeligió el que nes parecia mas sencillo y menos sujeto a errores.Señalaxcuos a continuación, resuni4amente, cada uno ¿e los ue­noïob «ÍÏlÍZuÏCSg para poñornos referir a ellos posteriormente.

Silieic: Se puefie atacar 1a nuestra por HONa,C104H,e .ezcla éciña. Se usó este último nótoflo que eansisto en: se

32:31. la nuestra (1-2 gr.) en una mezcla de N03H, 01H y SO4H2,Se ¿vnvnrn hasta humos Pe SO4H2y se enfría. Se agrega SO H2(l:¿¡ ¿ <¿ua caliente y se hierve hasta üisolucion fic sa es."Se filtra. se lava con SO4H2(1:99) y el filtraño sirve para lañoterninaeión 'u Cu,Fe,Ti. El resiñuo se lleva a un crisol RePt. se calcina a -lOO-IlSOiC y se lleva a constancia ñe peso.S; tzcu ;nrflle12nuntc un ensayo en blanco, cOmOen toños losC05". L'

Litario: Se Tetermina pCï colorimetria con H202. Alfiltra": Hein Üctcrsinaciín anterinr se añieiona el resiñuono talítil Ge la Ñeteruinnciín "el Si, funiido en SO4HK.Sehace «asar SHgy se ¿clienta hasta ebullieián incipiente paraczagular las sulfurus. gue a su vez son usañus para la flete:­ainorlír ¿el 3;, Se filtra y fiel filtraüo se elimina el Sïgy se titula el Ee comoposteriormente se inflica. Después Qe latitulaciQn se lleva a volumeny sobre parte alícuota se hacela c lJIíthríÜ fiel T14

Hiüflu. Cv citan ¿es Lótu”us: titulación par Mn04325e;1.rfi etria por SCNK.Se usí el primero. Para ello se titulacer MnÜ4K0,02 N el filtraño pruvenientc ic la precipitación ñosui” :JS, luece le cu13añosa elizinación 3e1 SH2, por ebulli­vf'n "37,:osa-ïurantq 25-30 minutos, pICVÍDañafliñs Qe perlasae Ii? i'.- Se efectua con las nissan cantiñañes ie reactivvsun ensay; en blanco.

C;bre, pluma y hisauto: Sus valores pueflen s:r halla­"es en muestra aparte, disolvienñv 1-10 gr. ae alauclvn en ClH(1:1), oxiñanï; eun N0 H, hirvianüo hasta que vapores parüeshayan siñe expelidos, o llevando a sequedad si la aleacion cen­tiene Si. Se filtra y del inseluble se valatiliza el Si, calci­nanü) al rojo incipiente, aflaaienóv SO4H2,N03H,y FH, evaporan­de y calcinanño nuevamente, sin pasar.- El resto Ge esta vola­tilizacifin se agrega al filtraie, al que se aflaae acido tarta­rico, se liluye cun agua caliente y se neutraliza con 0HNH4.uSe pasa SH2en caliente y se filtra. El insoluble fle sulfuros

¡Éssc calcina a coo;c ¿rojo incipiente)..— Pueñen usarse tambiénpara lr Peñarainaciun üel Cu, los sulfuros obtenidos en ol cu).eu lo 1a "etercinaciín ac FB y Ti, que se oalcinan a 5008C51ue­go aabus mótaflos coinciñen.—- Es ¿ecir que se procede ño la sigguicnto ganara: se traslaüa con N03Hel calcinado a un vaso deprecipitaüos, se evapora hasta bajo volumen, se añade agua y sihay SHo Sb se filtra. Para la ¿eteruinacián üel Bi se agregaNH40Hhasta ligera turbieüad, luego 1 m1. de Iflgl 01H, se Hilu­yc y so calienta a ebulliciín, separánüoso el B como01031.­So filtra y al filtrado so añiciona ácido tartárico en canti­"fla ¿uficicnto, sc neutraliza al rojo Ge metilo con NH4OH,sowïaflu una cantiñañ ñoterminaña ño ácido fórmico_y se pasa unac rrionte "o SH2- Los sulfurus ubtoniños se calcinan a 50086(roja incipiente) so traslaflan con la ayuña ie NOQHal vaso icoloctrÉlisis ytras cvaporaciín a bajo volumense ciluye'ajus­tanñu el m0"19y se electroliza. El Pb se separa on ol anoñoy ol Cu en el cátOGOTSc inlica también ¡a ñotorminación ¿elCa por ioñometría, pero es poco precisa.

l Cinc: se inñioa ol nétoflo del OZn y el del (SCN)5NH4HgEsto altiro so practica sobre la solución que queña ae la va­lornc1ón de Cu y Pb. Se agrega S 2, se evapora hasta apariciónño humos XXblancos, se Oiluyo, se añafle SHNa (0,2 r do NaOHon l lt ”c agua y se satura con SH2), se filtra y a filtraüo,herviïo para eliminar ol SH so agrega 25 ml ao una solución Jo.32 gr ".0 SCÍÏNHÁ».y 27 gr Qe Elgfig cn 500 .111 ño agua.

Magnesioy calcio: La :uestra, de eso variable, sefltCCu con OBNa,calentanüo una vez que cesa {a violentísima rs­accíón. Se oxiña con H202 30% , se Giluye, se agrega COsNag so­liño y se éoga se”i;mntar.- Ahora, si la aleacion contiene Eno Ni o más ño 3 ng ¿o Cu en la muestra, debo hedorse una separa"ción con S(NH4)2.- En caso contrario, sl residuo so ñisuolveen CLH, sollova con OHNH4hasta justa alcalinidaa al rojo aometilo. Si hay procipitaao so filtra, sinb se Oxiña con aguaño bromoy se ñigioro hasta que pretipitd ol MnO. Se filtra.El filtraño se aciñifica al rojo 4o metilo con CÏHy se agregasolución saturaüa ño oxalato ¿e amonio. Se alcaliniza con HONH4y g; filtra tras fligostión. En el rosifluo se filtra el Ca con '1.22]

Para la "eterminación de mg se cita el método delpirofosfato y ol Dela 8-hoñroxiguinoíeína.- Bora,cnt9.últiaoso alcaliniza con H0NH4on exceso ol filtrado de la üctormina­ción “ol Ca y se agrega solución 6o 8-hiñroxiguinoleína.- Elyrocinítaño obteniño so ñisuolvo en ClH, so agrega solucion ñoBrE-BrOgK, so aña'lc IK y so titula ¡m solución 0,33 N ’10 8203Na2

Cromo: soütcrnina sobre muestra aparte, que so ñisuel­vo en una ¿o2cla ño SO4H2y N03H, oon añaaiño ño N03Ag. Se o­

vapora hasta humos parüos y so agrega 8203(NH%)2. Se añade 01H,se enfría y se titula con Mn04Kprevio agrega'o ño SO4Fben ex­0983.

Níguel: So üisuelvc la muestra en HONa,se diluye, sefiltra y ol resifluo se ñisuolvo on CLH. Sc añañe SO4H2y se ova»para hasta humos blancas. Se dilu o so satura 6o 852 y se­tiltra. D01filtraño so elimina o ¿Hgpor obúllicion y se oxi­4a ul Fc con N03H. So ñiluye, se agrega ácido tartárico, senoutraliza con OHHH4y se agrega una solución amoniacal ae ai­motilglioxiaa. So filtra por crisol ñe Gooch. v

Estaño: 1-3 gr ña nuestra se ñisuolven en ClH (1:1),previo añañiño Ge Sb metálico. Se filtra, se üeseche ol resiado,al filtrado se agrega Sb on polvo y Al en hojas y se yitula 'previa añición He IK>alaiGón con solución He IO K on a aósforaGe C02. Se ñefluce un ensayo en blanco de iüénticas bonxicionos.

--.-————-.i——_

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il. y \ ' uJ.Pará la.ñeterninación ño 1au—eleáentospresentes

er mestras aleaciones, según lo mostraba el analisis espectro­¿r'fice¡ se hizo uso ie nuestras Jistintas, üestinaflas unas ala "otorainación conjunta Je Si,Fe,Cu,Bi,Ti,Pb y Zn; otras aln "e m5 y Ca y muestras aparte para la valoración ae Cr,Ni,Sn. La ausencia Ge Mngueñó cstableciüa, pues en la marcha pa­ro la "cterainación ¿e Ca y Mgñebió separarse óste bajo for­ma Je Mn02. En lo que se refiere al Bi,Ni,Cr,Zn y Pb, se halla­ban presentes en tan ínfinas canticaües que hacian imposiblesu {eteruinación por los mótoies seguiüos. Así, el Bi no preci­pito coro ClOBi; el Ni dió apenas una ligerísima coloración acon "imctilglioxima; El Cr no se manifestó por el método; elZn no precipitó con tiocianato ae NH4y Hg ñespuós Qe la elec­tíolisis ñel Cu , y cl Pb no se depositó en el ánoño al efec­tuar esta.- Haremosfigurar entonces estos elementos comovoswtigios en el cuaero general Qe valores.No se procuró la icter­minación "e estos elementos por métodos más sensibles o por es"timaeíon cuantitativa espectrográfica, pues cantiéaies tan pe­queñas no pucflen ejercer influencia en las propieflales mecá­nicas e la metalografía le estas aleaciones.

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I

Da ñoteruinación 4o los otros eleuentos se efectuósieezre sobre varias muestras ie caña aleación en marchas si­¿ultaneas y garalclas. - Aïemás, con el objeto ño familiarizar­ncs can la tecnica Geestas anélisis,_se realizó previamenteel analisis Je aleaciones Ge Canosición conoeiña parecifla alas nuestras.thcan 226 y 250)

I En general, en los elcaentus ñeteruinables por estas:ntoflus no se ;nc3ntró inconvenientes, a excepción ño las de­tersinaciones le Ju y Sn.- Can respecto a le determinación ieTi, se lleva a cabe en tubos ño Nessler por no pder ñispeneric un colvrínctro; es decir se comparóel color üaflo por laincegnita een el C; tubos preparaños en iguales coniicionescan eantiñafles varebles ¿e una solucióh testigo de (SO ) Ticuya concentración se ”eterminó por orecipitación del ÍOfi)4Tisegún la técnica 'nñicaña yor Scott Ï15). \

El metodo para la valoración fiel Cu ño los Análisis ‘\ie la A,S.T,M., supone una ioble precipitación fiel Cu bajoforna ño sulfuro y su corresponñiente filtración y calcinación.La tócnica operatoria es larga y engorroso, lo que conduce anosibles errores cn los numerosospasajes, tanto en su teter­ninación aislaña pam iiselución r1e la muestra en 01H, conoen su evaluación conjuntamente con Si,Fe,Ti,etc. Por lo tantose obtuvieron en algunos casos rcsultaaos no muycoinciflentcsy,se buscó otros aáto‘os ac técnica más simple, rópiños y maslogicos para el caso ie aleaciones tan sencillas..- Apropo­sición ñcl Dr E. Garcia, se ’eciüió utilizar un método que con­siste en atacar 1-2 gr ae muestra con N03H(1:5): necesitan­“ese unos 100-150 ml para la 41solución. Completa"a esta, sencutralizaba con OHNH4concentra401 se agregaba 7 ml N05Hcon­ccntraJo, se trasvasaba al vaso Je electrólisis y se llevabasu volumena 100 al. Se clectrolizaba añañienflo hacia el final”e la ¿isos 1 cnS SQfigconcentraño. para favorecer la posibleñeposición ïel Pb, y purificar el ¿epósito ¿o Cu.—A pesar fiellavaje sucesivo ¿el "cpósito con agua, alcohol y aeetonq, ge­neralmente resultaba algo obscuro, por lo cual se procefl a are‘isolvorlo con N03H,se neutralizaba ' se clectrolizabasenlas ¿isuas coniiciones.— El proceflinien o no resultaba muyberneficioso a ncsar Je los resultados coneOraüntes y ligeramentesuperiores a los obteniños por c1 mótoüo fic la A.S.T.M., gorugue el atague “e la muestra con NOQHessusamente lento, aun encaliente y por la neeesiflañ Ge 1a 'oble electrolisis.—

La casa fabricante ñel aparato ic electrólisis {Sar­gent y Co), recomien”a en el folleto (20) aq Slomin, un Letoiole electrólisis que consiste en; Disolver las gr ño muestra

/

65en OHWa20%, necesitánüosc ic 15-30 al para la ñisolución to­t-l ”;l ¿1.- encontramos que cuando termina la reacción vio­luïtfl es conveniente calentar para üisgregar completamentela ;ucstra.- Se ñiluye con agua en ebullición, se filtra y selava con la misma. Se Pisuelve el insoluble con una pequeñacantiñqn Re N03Hconcentraio y se lava el papel ic filtro conN03H1 % caliente. La solución obtenida se ncutraliza con 0HNH4se aciñifica hasta justa aciñez con SO4H2y sc agrega 5 ml enexceso. Se añañe 1 al fleqH concentraflo, se lleva a volumen yse electroliza.« El metete flió rcshltaóós convenientes, aun­gue el atague con HOWaes ñifícil ñe regular por su excesivaviclencia, lo que puefle far lugar a pérüiflas por rebalsamiento.

Finalmente se utilizó el proceüimiento prepuesto porGeorge Norwitz (44). Señala el autor primeramente, cue los pra»cc”i;icntos que hacen uso Gel OHNa(con aciñificacion posteriño ¿el C10 H y NOH para la Gisolución Re la nuestra de alea­ciñn ’c A para a fleterminación clectrolítica Je Cu flirecta,no son enteramente satisfactorios pues se puefie proñucirccon­tauivacion ¿el nepísito con Si gue no queüa üisuclto, especia1«mente cn las aleaciones que poseen más fiel 2 % “e este elemen­to. un este “¿tada 1 gr ño muestra se disuelve ¿entre Ge unvas: electrolítiev ie 300 ml con 60 ml Ge una mezcla de 750 m1"e P04H5,c3nccntraïu, 1000 :l io NO3Hancentraüu y 250 ml GoSO4H2CJncentraÑe. Se cubre con viñriz de reloj y se calien­ta hasta übtenvr una soluciín clara. Cuanñuesta ñe ha enfria­De alga; se "iluyc hasta 200 nl con agua, se añañe 5 ml Ge SO4H2ernecnttaño y Juega se clectroliza.

El nétcño propuesto no es recuaenüable para aleacio­nes guc cuntengnn Sn,Sb,Bi o Ag, pues faruan precipitaüos;mientras gue tnPH Campuesto Je Si es ñisuelta completanentey no puc”c añherirse ql ñepósito Je Cu.- Para aleaciones de A1con menus ae 2 % ¿e Si el prieeñimiente n) es ni más ni menosexacta que atras." Ofrece la ventaja Ge sumarapiüez y un ata­que que no es DCCGSÜIÍJvigilar a pesar ño la vialencia, puesla presencia fiel PO4H3iapiñe proyecciones.

' Para la elcctrólisis se usó en tuaos los casos unatCRSÍJn ¿e 2,5 volt y una intensidaü creciente de 1,2 hasta2 esperes al final Je la electrelisis.

Can ¿l fin Je causarar los cuatro métoüas entre sí,se efectuaren sobre una muestra ñe aleaciín Alcan 226, diverwsas neterninacivnes, cuapilánüose las rcsultaües en el cuaürosiguiente:

Bctcr- METODO ¿ST METODO SLOMIN METODO Dr GARCIA METODO NORW'mina— peso pesa Peso Pesocián muestra cu muestra Cu muestra lügÏ.2a muestraNa gr. % gr. % gr. % gr.

1 1,0131 4,41 L,0210 4,54 1,0054 4,55 4,52 0,5394 4,4r2 1,2100 4,45 ,l,Ol75 4,51 1,0061 4,47 4,47 0,5006 4,4?3 1,1958 4,43 1,1917 4,46 1,2076 4,51 4,45 0,5334 4,55

253;) ————-- 4,43 —»—»»— 4,50 ——————4,51 4,45 -—--—- 4,49

La aleación Alcan 226, contiene aüemás Gel Cu y Gel La‘li 0,25%ae Fe, 0,12% ae Si, 0,13 % ae Ti

La determinación Gel Sn por el método Ge la A.S.T.M.acusá la presencia fic cantiñañes inferiores al 0,01 %. Comola titulación es bastante üifícil Ge realizar bien, no se puñoconstatar la exacta cantida” ic Sn por este metoüe. Se inten­tó entonces una colorimetría con molibflato de amonio, proce­4iónñeee, según Snell (17) ae la siguiente manera (transcrip­ción Je Snell : Se “isuelven los sulfuros nezclaños co Sb,As

_f« _.-_ .-¿&í “ww-y Sk ¿3-50 -1'6e C1fi-{¿¿¡3,a,aLvolïminaeI'sazngar ebullición.¿¿r¿gansc ñcúucñns cantiflaües Ge Zn a la solucion hirvientepara reflucir el Sn y hiórvese por 1 minuto. Fíltrase con agi­taciín cunstnto ¿entro ñe,100 m1 fic una mezcla ie 6m1 GeMUO4(NH1)2áciïp (25 gr en 300 ml He agua , más 200 ml conte­nienas 75 :1 SO4H2 concentrado), ae 3 ml OHNa2 N y 1009 ml acagua. Compárase después ie Il 30 minutos con una Sulucion simi­lar propara”a "e una salución staníarfl Ge ClgSn a1 mismo tiempo.El stanüarñ se prepara ñisolviendo 1 gr de Sn puro en 100 m1ñe ClH (1:1) y Jiluyenño a l lt can el mismo áciño. Para lapreparación "e la solución stanñarü 40 colar para la compara­ción, ñilúycse un volumen ücfiniño ie este stanüarñ a 30 mlcon ClH (1:1), calióntasc a ebullición y trátasc comonzanñoconla añiciín Fc Zn.

Este proccüiaionto fué aplicaña üisolvienüa 1-1,5 grño aleación en HONa20 %, can la cual el Sn üebió pasar camucstannit) al filtrar ñospués ie la total ais reacción. So neu­tralizí cl 30419 con ClH concentraüo, se añaCiS un volumenigual Je 01H conccntraüo y se llevó luegu a volumen con ClH '1:1). Rc siguiá luego con la técnica señalafla..— Est) nu 410asalta”); rues no apareció color aún cuanña se a"rogó a la

muestra fiesaña, cantiñañes ñetcrminañas 30 Sn purÏsimo.(l-10mg)

Es ño suppner gue la cantidaa Je Sn era inferior al0,91 %, cnntiFaa cuya fleterminaciín exacta no interesaba; puesnu hubiere ínïldíflu un las resultaños de las ensayos mecanicosa metaLográfÍc:s.

Señaïaremos a e)ntinuación en un cuañro, los valoresüctcrminn":c ño cuña elemento Je nuestras aleaciones.- Se cgn­signan aíli. salamonie los valsrcs consiñeraüos mejares y masconCvrhantcs Ge las LUJJILSHS"terminaci;ncs hechas.

——_—o o o———

ALE¿CIÓN

Si%

F0%

METODO

L.S.T.M.

Cufi

Cufi

lÏi,Sn Pb,31 mn,Cr

METODO

¡IiiSeT.

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¿LTODO

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0,27 0,28­ 0,29:

0,5;0,270,300,32

0,0090,0090,009 0,0090,009

. —-.I—-m—‘ ­

2,27. 2,20. 2,32. 2,50. 2,27.

2,29 2,51

23005010

0,98

0,009

2,29»

BHNIÓQ‘HD

0,015 070120,0100,008

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Los barrotes fundidos fueron torneadosxte/acuerao Ia las ñimensionesespecificadas en III) 4) a), pg.?Ï), y en es­ta forma semetiflos a los tratamientos térmicos.- Hubiera sidomas conveniente tratar los barrotes en brutoa por aos razones: gla El torneado Gel-material tratado es mas facil por ser más 'aura y estar más homogeneo;2. las partes finas de las probeteede tracción pueden Jefermarse al temple: en agua fría.— Porotra parte, el procedimiento seguido presenta la ventaja aeque aisminuye la influencia del trabajo sobre las propiedadesmecánicas.

Antes de que los barrotes fueran sometiaos a cual­Operación fueron numeraüoe, y tratados térmicamente a medidaque llegaban fiel taller mecánico, ñonde no fué observaao elcreen ie numeración.

ge aplicaron los siguientes tratamientos térmicos,a indicacion fiel Ing. R. Davy:

Tfiáïñw PROBETÁ SOLUBILIZACIÓN ENVEJECIMIENTONEEHÏU Temperatura Tiempo Temperatura Tiempo

NS N2 BC horas 90 hores

1 ¿1p Be c3 -—— ——-—— ——- —

2 ¿10 B; es 450 70h50' 150 73 ¿2 B; ug 480 70h50' 150 74 7 Bs le 510 70h30' 150 75 A13 B4 614 550 70h30' 150 76 :4 só C1 510 lhOO' 150 77 A9 314 C4" 510 17h40' 150 75 ¿3 Bs C15 510 48h00' 150 79 A5 315 012 510 37hoo' ioo 7

10 ¿15 B7 c7 510 37h00' 150 711 ¿11 B2 011 510 37hoo' 200 713 A1 312 C9 510 37h00' 250 713 [Au 313 C8 510 37h00' --- ­la Í L5 311 C; 510 37h00' 150 2415 ¿6 slo 017 510 37noo' 150_ 94

La probeta A Corresponñiente al tratamiento N2 15 se rompió alser torneaüa.

Para los trntamientos térmicos pueáen utilizarsehornos calentaüos e gas, carbón coque, petróleo, pero todosson inferiores a lo: ¿LTQOSeléctricos, más limpios y facil­mente controlablesa Para el envejecimiento industrial pueaenusarse estufas, hornos o bien tanques calentaüos exteriormentecon vapor. Para 1a solabilización ¿sense también baños de sales(especialmente nitratos) teles que funflan e la temperatura ae­seafla y ne atequen a ln aleación. Estos últimos hornos, sibien permiten controlar may bien lá tenperatura y transmitenbien el calor, tienen varios inconvenientes: 1. las probetasven Jirectamente sumerginas en la sal y pueaen atacnrse a PG­sar ñe 103 inhioiñoreu que se le agregan; 2. las piezas pue­den Geformarsc al colocarlas repentinamente en el baño eon lassales funñiüas; 3. al templar debe quitarse la sel que ha queñaño adheriüa a las piezas tratadas.*

Los hornos más ventajosas son los eléctricos ooncirculacion forzaüa "e aire, debiendo ser las variaciones detemperatura menores üe ¿3907

o. ._Afortunadamente se dispuso de un horno que reunía

estas condiciones.— Se trata de un horno Leeds and Northrup,dotado de un aparato registrador y regulador de temperatura,la que a su vez es indicada por una termocupla, colocada en latapa de la camara de aire del horno.—El ventilador que produ­ce la circulación forzada de aire, se halla colocado en la parteinferior de la cámara de aire que es cilíndriea vertical, do50 en de alto y 27 em de diámetro.- El ventilador está prote­gido por un cesto metálico, donde se ubiCan las piezas a tra­tar.- El horno puede ser utilizado entre 50 y 750 SC.

Las probetas fueron colgadas verticalmente dentro dela canasta, a distancia conveniente una de otra y de maneraque no apeyasen en el fondo, pues a temperaturas elevadas po­drían de yraarse por la acción de su propio peso.- - por tratar"se de un horno casi nuevo y haber sido controlado en su Opor­tunidad, no fuí verificada la termocupla.

Las probotas fueren calentadas junto con el horno, locual es conveniente para evitar el salte repentino de tempera­tura que puede dar lugar a defectos,(rajaduras).- El tiempo ne­to del tratamiento fue tomado desde el momentoen que el hor­no llenó a 1a temperatura deseada hasta el momentode abrir latapa del hernói

al auaento de temperatura-en el horno era prácitica­mente lineal, llegando en unos 45 minutos a 50020.

Para el templado de las probetas, se levantaba la ta­pa del horno g eran tomadas por medio de un gancho y sumergi­das verticalaente en un baño de agua cuya temperatura oscila­ba entre 25 y 32 QC. En estq operación'se demoraba unos 20 se­gundos para cada probeta.- La temperatura del agua se elevaba,pero su valor era despreciable debido a su gran oasa.— Antesde abrir la tapa del horno, se detenía el ventilador con el findb'aïitar el onfriaaiento Be las probetas que quedaban dentro.

. Para te plar se usan distintos medica: l. Aguafría2 .Lluvia dc agua fría 3. Corriente forzada de aire 4. Agua ca­l.tgtí¿- Los tres últiaos pIOCUÑiUÍOhtOSevitan rajaduras y de­:orfiicrones por no ser tan brusco :1 enfriamiento.- Ademasseprefiere en.los iltiaes tiempos el agua en ebullición, porquepflI¿QU,pIOÜGCÍIsonoros tensiones internas y mejores propieda­¿es ancdnicns.- Segúnel folleto (12) de la ¿lean, la tempera­tura_del agua fria debe estar entre 21 y 2990.- Se utilizo a­guaqfrín'por las dificultades practicas de obtener una masagrande de agua en-ebullición y porque no se trataba de piezasComplicadas_facilaente deformables.- Es importante la veloci­dad pasaje al agua fría, siendo cl de 20 segundos un líaite ad­misible. Cuánt) :ñs se demora en ese pasaje (Alcan,l2) menoresson 125 valJres de las propiedades mecánicas y más difusa esla siervestructura.

¡4-0

Posteriormente, y habiendo transcurrido el meror tiem­p) en las CQHQiCiJnOSde nuestro trabajo, las probctas eran so­metidas al envejecimiento, el que se llevó a cabo en ol mismoh>rno e en una estufa.— En este tratamiento térmico, por ser,las temperaturas bajas, ar tiene mayorimportancia la posicionque ocupen las prubetas, nt la temperatura en el momentode laintroduceiín.- El tiempo net; de envejecimiento fuétouado en lamisuafvraa que en el tratamiento anterior.- Terminadoel lapsocirrespundiente, eran retiradas del hurnz o estufa y dejadas,enfriar al aire, 1) que requería aproximadamentel hora.- Fuecertadw entonces una trozo para el análisis actnlográficu y o­tro para el ensayo de dureza, cuidando de conservar las numera­eicnes earrespundientes, y finalaente s3mctidas al ensayo detraeeiSn. 00;:

III) 4) ENSAYODE TRACCION.

a) SU REA IZLCION PROBETAS.

Los barrotes brutos.gc fundioiín, de las dimensionesespecificadas en III) l) pg.53 , fueren torneados antes deltratamiento tórzica, para dar probetas aptas para el ensayo ictraccion, ño las siguientes ñimensiones: ¡

, u - n

Racing no mena-r r<-'- Z:74 = .37116 mmm-—->s g .¿aillsm'm_ : :4—'—r__‘“(v-50,8 l l ._u zu ¡[W- TF-Iu r ' ..__,. __,.____,___¿__...__,72".Í_3912_.&__ _._. __._.. ¡E z

‘ ¡th ,ZSmm Q3 1//,V 3;5ceÁa 1:1 l) ELas dimensiJnes de esta probeta corres unflen a las 1

especificaciInes ae la norea A.S.T.M. B 26-46 T 13) relativa la funflici nes ñe aleaciones de aluminiocn arcna.- Establecey !fuera ie otras reglancntaciones, que las cabezas de las pro- ‘botas pueden ser de cualquier forda y dinensión, siempre ue jaseguren la aplicaciín axial de la carga y recomiohua un cia­sctru ae 18nz5,4 en (%—1pulg.).— Establece además, que estas 4probetas ñeben ser funüiaas en sus aincnsionos en arena 'ver- ;ac" y n; ñeben ser posteriomente torneadas.

En cagbir la normaB.E.S.A. (British engineeringStandaïd issue.) especifica pr-betas del siguiente tipo:

J. >88“ ¡4..__.57,:5m.m.-á_»|.Ó ‘o/ ¡gon-n,‘ p l, ‘ '

, .<———-so,amm.———>,/ '. l/ I '

I

_* .————- ‘ i= k? ‘ I T:¿e s .É “._.__. _.._... -_;__...-:_+.5hnm__ __ ,2... l

\\.. :f| / w" ""—_ N!_. ‘____ ___'./. .i- l

Taapuc) especifica dimensiones de las cabezas y se“iferenclu ño la entcr1.z sobre todo porque es llevada a susflimCHSiüñCSpor terrea”v posterior al fundido.— Se debate aúnSobre 1a influencia fiel trabajo aecanico sobre la resistenciaa la tracciín de las probetas.

Las probetas “normales” son raraaentc onpleadas enmetales livanas, pues segun Panseri (10) no ofrecen ventajasen los trabajas comunesri científiCus.

No existen aún_dn las normas I.R.A.M. , ni en lasfiel instituto nerztócnicb, especificaciones respecto a probe­tas de aleaciones de aluminio fundidas, por lo cual hemosa­ñoptaao las de las normas A.S.T.m., pero con torneado poste­rior a1¡funñido, según las normas B.E.S.A., por la imposibili­ñaü ae hacer fundir directamente las probctas cn sus dimensio­nes.- Existen otros tipos de probetas de tracción para estosmateriales, comopor ejemplo las ae las normas U.N.I., con dis­posiciones 93pcciales para el funfiido, pero sería largo entrara considerar todas ellas.— Por otra parte, nuestras determina­

,..— - --""" I ¡v..—--/" {1ciones tienen eseneraiiente valor couparativo entre nuestras mis­

. . I .nov FluflCIOGOSy tratamientos termicos, por lo cual lo impor­tant; era el aanejo y obtención de todas las probetas en lasc - . . /' I n .LISMQScondiciones.- “donas los valores obtenidos sern compara­bles aprexi;adaaente para otros tipos de probetns.

SeñalarCuos que, segin lo indicado por personas prác- sticas en el ensayo de estos tipos de uateriales, cualquier nouniformidad del material o marca de herramienta de torno, puedeinducir la rotura de las probetas de aleación de aluminio enotro ligar de la sección unifornu que no son el lugar ideal,del tercio ;edio..Debido a que en las normas asericanas 1aseccion uniforme se prolonga nas allá de la longitud medida(50,8 no para la determinación del alargaaiento de la probeta,existe el peligro de rotura de la probeta en los 3 un que restande cada lado de las ¿areas que la señalan. Por ello se tuvo cui­dado de asegurar la uniformidad de la caña de la probeta, y has­ta se procuró su adelgazauiento, dentro de lo indicado por la¿is;a norma(véase figura) hacia la parte central.

Para la realización del ensayo, fué previauente mar­cada con lapiz en la probeta una longitud de 50,8 un utilizandoun calibre dc.l 50 un de aproxiaación, pues la uarcacion con"nunto" de esa longitud puede provocar la rotura en ese lugar.“sinis o, se ¿idió con un paluer de 1/100 ¿m de aproximacionel dia etro de las probetas, en direcciones perpendiculares en­tre si y a lo largo para asegurar que la sección fuera circulary uniforna.

Realizada su uedidión era puesta en las uordazas dela adquina de ensayo, cuidando que quedara perfectanente fijaday que coincidiera el eje dc la probeta con el de la maquina; pa­ra evitar respectivanente efectos de desplazamiento y torsion.­La aíeuina utilizada fue una ¿leer hidráulica "Universal", de10 toneladas de capacidad, con cilindro sensibilizador para ltonelada, ¿unida de un cuadrante indicador de fuerzas de granfur ate. En nuestro cash fué colocada la escala de 2500 kg y searreglnba la máquina para esa carga Láxima.—Se colocaba en elta ber ol papel para el trazado del gráfico por la máquina, setrazaban los ejes de coordenadaá, se llevaba a cero y se hacíafuncionar la valvula que permite someter a la probeta a esfuer­st cada vez crecientes.— La velocidad de carga era tal que per­:itia llegar aproximadamentea l tonelada de carga en 60 segun­,os.

Una vez terminado el ensayo, se prucedía a medir elalargaaiento, de la probeta, uniendo cuidadosamente los dos pe­dazos. La fractura era muyirregular en Casi todos los casos,13 que dificultaba esa labor.- Asiaismo, se media el diáaetro dela secciín de rotura, para verificar la posible estriocion. Es­ta últiaa practicamente no existio. En algunos casos sc cortol.ngitudinalzente la parte vecina a la fraetura, se pulioaetalo­graficanente, se atacó con reactivos reveladores del grano, yse ¿bserv6, lo Queperaitií constatar que no hub) estiramientodel grano en las proximidades de la secciín de rotura.

Lvs diagraaas trazados p)r la maquina son los típicosde aleaci nes fragilcs, señalados en la parte II) SÓa). Inscrrtae;s a continuacion 5 de ellos, que son representativos delresto.

Se observa en ellos, y comose verá posteriormente,que el alargaaiento es poco pronunciado en todas las probetas,aunquees superior la defuruación eIéstica en las aleacionesa que en las B y 0.-­

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_b_)_VARIACI9_N DE LOS RESULTADOS CON EL TRATAMIENQO TERMICO/

Si se observa-el cuadro de los tratamientos térmicos,pag. 68 , de II,3, se verá que:

a) El grupo N9 l comprende las probetas destinadas aser ensayadas comofundiciones.

) En los tratamientos N9 2, 3, 4, 5 varia unicamen­te 1a temperatura de solubilización, quedando constante el tiem­po de solubilización (70 hs. 30 min., para asegurar que seacompleta), tiempo y temperatura de enVeJecimiento.

c) En los tratamientos N94, 6, 7, 8 y 10 se deja cons­tante la temperatura de solubilización (510 90 por ser la óp­tima), tiempo y temperatura de enVejecimiento y se varia eltiempo de solubilización.

d) En los tratamientos N9 9, 10, ll y 12 tiempo y te­mperatura de solubilización son constantes, comoasimismo eltiempo de enVejeciniento pero varia la temperatura de este úl­timo.

e) En los tratamientos N9 13, 14 y 15 varia el tiempode enVejecimiento y quedan constantes las demás variables.

Se estudian de Ésta manera las 4 variables principa­les Éuc influyen en los resultados obtenidos por el tratamien­to t rmico y analizaremos después del cuadro general, separa­damente1a variación de la resistencia a la tracción con cadauna de ellas.

Fundiciones:El valor de la resistencia a la tracción de la a­

leación A es bastante inferior al de la B y esta a la C, difie­re poco. Se observa que los valores son algo superiores a losseñalados en la pag.:53, de II,4,b aunque conservan aproxima—\damente la mismarelación. En cambio son marcadamente inferio¿\\res a los establecidos en la fig. 15, pag.37 .Temperatura de solubilización:

Véase gráfico N9 1. En el mismose muestra la variación de la resistencia a la tracción con lasdistintas temperaturas de solubilización, para i les tiemposy envejecimientos. Se observa, comolo confirmar el gráfico dedureza, que el beneficio del tratamiento térmico para las alea­ciones A es poco pronunciado y se acentúa para las aleacionesB y C, en las cuales los valores son próximos. El tiempo de so­lubilización empleado de 70 hs. 30 min., permite asegurar lacompleta o máximasolubilización, para cada temperatura. Comose ve, las tres curvas alcanzan un maximoa 510 90, lo cual es­tá de acuerde con la figura 21, pag ¿{3 , de II, 4, e de IronAge,49. La rotura de la probeta B4, de 550 QC, producida en elhorno, impide precisar la forma de la curva de la aleación Bpor encima de los 510 90. Se observa además que temperaturassuperiores a los 510 QC, producen un marcado desmejoramientode las propiedades mecánicas, lo que está de acuerdo con lo mos­trado metalográficamente ( principios de fusión y rajaduras).

Los valores hallados oscilan en cifras inferioresa las indicadas por la figura ya mencionada, lo que se ucdeatribuir al tamaño demasiado grandel del grano (gundici n enarena) y a la cantidad numerosa de poros presentes en nuestrasaleagiones. Pese a ello las curvas mantienen su mismaconfigu­rac1 n.

Tiempode solubilización:Véase gráfico N9 2. Se muestra la va­

ráación de la resistencia a la tracción, con los distintos

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tiempos de_soiuuiiiaaeron para igual temperatura (510 QC)y con­diciones de enVejecimiento. La temperatura elegida, comose hadicho, es la óptima de solubilización. A semejanza con el casoanterior se aprecia que el beneficio del tratamiento térmicopara las aleaciones A es poco marcado con respecto a las B yC. Mientras la curva correspondiente a la alead.6n A registraun aumentoconstante para tiempos crecientes de solubilizacion,alcanzando su máximoa 70 hs.30min., las que corresponden a lasaleaei nes B y G aumentan rapidamente hasta 37 horas, y luegobajan algo. Ambasaleaciones poseen aproximadamente el mismovalor para l hora de solubilización. A partir de ese punto laresistencia a la tracción de B es superior a la C, para alcan­zar nuevamentevalores aproximadanente iguales con 70hs.-30 min.de solubilización. El hecho de que la curva B sea superior a laC, es justificable por su porcentaje en Cu, que es el óptimo pa-­ra el mejoramiento dc las propiedades por el tratamiento térmi­co ( véase figura 15, de II, 4, b). En cambio no concuerdan cerla figura 22, de II, 4, c,ylas predicciones teóricas, las for­mas de las curvas B y C, para un tiempo de solubilización supe­rior a las 37 horas, pues aquellas deberian permanecer con va­lores prácticamente constantes.

En general se ve que un tiempo de solubilización de37 horas, es el más eenveniente.

Temperatura de envejecimiento:Véase Gráfico N9 3. Los puntos

tomados corresponden a probetas sometidas a distintas tempera­turas de envejecimiento e iguales condiciones de solubilizacióny tiempos de envejecimiento. Fueron solubilizadas a 510 QCdu­rante 37 horas, por ser ellas, comose ha visto anteriormentelas condiciones mejores de solubilización. Se observa nueva­mente el distinto comportamiento de la aleación A, de la B y C,por influencia del tratamiento térmico. Estas dos últimas danlugar a la formación de curvas Semejantes a las de la fig. 24,de II, 4, e, mostrando un máximo para 150 QCde temperatura deenvejecimiento. Comeen el caso anterior, los valores de la ale­ación B superan a los de la C, aunque los puntos correspondien«tes a 100 y 250 QCcoinciden aproximadamente.

El gráfico muestra una constante disminucion del vanlor de la resistencia a la tracción, con el aumento de la tempe—rotura de envejecimiento, cuando se superan los 150 QC, llegandoa ser estos valores para 250 QCinferiores a los que correspon­den a 100 QC. Los valores absolutos obtenidos no son ent ramon­te conparables con los de la fi ura 24, mencionada pues sonmuyinferiores lo que es atribu ble a los factores ya citados.Tiempo de envejecimiento:

Véase gráfico N9 4. Para la realizanción del gráfico, se han tomado los valores correspondientes alas probetaa solubilizadas a igual tiempo y temperatura, enve­jecidas a la mismatemperatura durante tiempos variables. Setomó comotemperatura de solubilización la de 510 QCdurante37 horas, por ser ó tina y una temperatura de envejecimiento de150 QC. El escaso numero de valores, especialmente en el inter­valo entre 24 y 94 horas, no permite precisar bien las formasde las curvas.

Comoes habitual difieren las curvas de las aleacio­nes B y C de la de A, aunque en este caso se observa una mayorinfluencia del tratamiento térmico sobre la última. Se aprecióprimariamente que las aleaciones B y C necesitan un tiempo deenvejecimiento de 7 horas, para producir el máximovalor de laresistencia a la tracción, lo que difiere de la curva de la fi­gura 27, de II, 4, e, donde recién se observa un pequeño sobre­envejecimiento después de 24 horas, aunque no son absolutamen­te eomparables por no tratarse del mismotipo de aleaciones

Bo( predominio maroaúo—¿é¿«yorccntgjeade—Fcsobre Sit_x alto con­tenido de M ). Se aprecia además que el valor de“1a resitenciaa la traccion para la aleación B no envejecida es inferior alde la C y que luego lo sobrepasa para mantenerse constantemen­te superior.

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En cuánto a los valores correspondientes al alarga­miento porcentual no han sido expresados a través de curvas,porque en muchos casos no era factible, la unión de los dostrozos, en condiciones que tuviera sentido su medición. Se de­bió ello a la extraordinaria irregularidad de la fractura, aldesprendimiento de partes inferiores y al hecho de que se pro­duc an principios de fractura en otras zonas de la probcta.Damosa continuación algunos valores que fué posible determi­nar, con el fin de compararlos sumariamente.

Los alargamientos porcentuales correspondientes a lasfundiciones de las aleaciones A, B y C son respectiVamente‘4,61; 1,97 y 1,54 se observa que el alargamiento disminuye alaaumentar la riqueza en Cu, lo que está de acuerdo con las fi dguras lO y 15 de II, 4, b, y con el caracter del aumento de lared de CuA12. Con respecto a los valores absolutos, puede ob­servarse cn las partes II, 4, b y c que diVergen ampliamenteentre las diversas fuentes de información.

Conformecon la figura 22 de II, 4, c, los valoresdel alargamiento porcentual aumentan para una mismatemperatu­ra, con las horas de solubilización, manteniendo constanteslas c ndiciOnes de envejecimiento. Los valores hallados parala aleacion A, confirman lo dicho. Estos valores son z

¡.4 (SlO/IW//150/7) = 3,15 76;A9 (510/17,4e//150/e) e 3.46 %,A7 (BIO/70,30 /150/7) = 4,59 . Con respecto a la variaciónpara distintas temperaturas de envejecimiento, manteniendo cons­tantes los otros factores del tratamiento térmico, ci taremosalgunos valores de la aleación B: B7 (510 37/ 150/7) = 1,50 %,B2 (510.37/200/7) = 1.54 %; 1312 (510/37/ 250 7) = 2.32 96. Es­tos valores concuerdan en su aspecto relativo con los señala:dos en la figura 24, II, 4, c,.Según lo demuestra la figura ‘x27, a medida que aumentan las horas de envejecimiento, para u-‘na dada temperatura e iguales condiciones de solubilización elvalor del alargamiento porcentual disminuye. En nuestro casomientras que la B13 (510/37//-/-) y.1a 08 (510/37//-/#) tienenun alar aniento de 2,16 y 1,50 %respectivamente, la B ll(510/37 /150/24) y la c 5 (610/37//150/24) dan 0,75 y 0.59 %.Estos dos últimos valores son los inferiores de los que se hanpodido hallar. Es de notar que los valores de las probetas tér­micanenteïson eg general menores que los de las fundiciones.Va c5 es

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Fué inmediatamente posterior al ensayo de tracción ,Cortándcse un trozo de tamaño conveniente de cada probeta tra­tada. Se aplanó la superficie con lima y los esmeriles más grue­sos, evitando calentamientos excesivos. Se ahumóla supeficiey se determinó 1a dureza Brinell con la máquina Amsler existen­te en la Facultad de Ciencias Exactas de Buenos Aires. Se cum­plieron las exigencias de la norma IRAM104 N 10 (Dic. 43) Pa­ra aleaciones blandas, usándose en todos los casos la bolillade 10 mm,carga de ensayo de 1000 kgr., tiempo ara llegar a lacarga dc ensayo 15 segundos, tiempo de aplicaci n de la carga60 se ndos. Las dimensiones de la probeta de dureza ( 25 mm.de di metro, 20 mm.de altura) satisfacían ampliamente las exi­gencias de la norma al respecto.

En caso de repetición sc cortó un nuevo trozo de lacabeza de la probeta de tracción. La medición de laimpresión serealizó con un microscopio con desplazamiento micrométrico, quopermite lecturas con una aproximación del 0,01 mm.Se efectua­ron varias lecturas en distintos diámetros perpendiculares en­tre si.

Las impresiones de las bolilla fueron en general debordes bastante regulares. Dividiremos para el estudio de losdates obtenidos, los tratamientos térmicos en los grupos corres­pondientes segun las variables que intervienen comoya se hizoen el ensayo de tracción.Fundiciones:

En este case se usaron trozos cortados directamen­te de las barras fundidas, unos 100 días después de la fundición.FWD,Puma Pse'nxet-oJe Lïmpfllsío'n :Duf'eíé. HBIDÍ'0W|6°!aneJÉ.DJre¿¿

o 5,46 5,45 5,49 39 39 f 39 39

A 5,49 5:43 39 40 . 3914 5,45 5:37 5,40 39 41 40 40

5,39 5.42 5,43 40 40 A 408 5,00 4,87 5,00 48 48 48 48

B 4712 5,05 5.01 5,02 46 47 47 47

5.01 5,00 47 48 L A

.3 4:94 4,95 4,94 49 49 49 49

4,98 4,95 48 49 49c 79 4,88 4,95 4,95 50 49 49 49

4,94 4,99 49 48 K

La variación entre B y C debería SCI‘ mayor según el“cuadro dc la pag. '52. . Sin embargo en II, 1, soc indican casi la:mismos valores para aleaciones con 4 - 6 y 6 - B % de Cu. Elvalor 39 de la fundición A es algo menor que e¿L 45 indicado enlel cuadro mencionado de Budgen,ll y lo son más aun las durezasde B y C con respecto a lo indicado en II, 1 y el cuadro refe­rido.

Temperatura de solubilización:. Las curvas corrg3apondientes a _

estos valores para cada aleación, se observan e¡n el grafico N91de dureza.

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4 "mu7 5 10 510 "J "óm_J_ÏÉO' 7 44 “ 86 85

É-WÏ 13 4 14 550 " " 150 7 48 111 83 ¿

En el gráfico, figuran cn ordenadas las durezas, enabscisas las temperaturas de solubilización desde 450 hasta Si;QC. Sc suprimió el valor correspondiente a la probeta B 4 (559/70.30//1SQ/7) por tratarse de una probcta completamente anormaccomose verá en la parte metalográfica. No se encontró curvasde comparación en la literatura consultada. Sin embargo, la vanriación de dureza deberia ser similar a la de la resistencia ala tracción.

Se observa desde ya, como ocurre c todos los casos,que el beneficio del tratamiento térmico es Ïnfimo para la alea­ción A y grande para la B y C. El aumento de dureza, al iíualque 1a resistencia a la traCción, es mayor para la aleaci n Bque en la C, lo que corrobora lo dicho en II, 4, c, (véase tam­bién figura l4) y las predicciones teóricas de que el mayor be­neficio del tratamiento térmico se obtiene con aleaciones con5 a 6 fi de cobre. ¡

La curva correspondiente a la aleación A aumenta cons­tantemente hasta 550 9C, hecho anormal puesto que a 510 90 dur­ante 70 horas 30 minutos debería haberse disuelto todo cl CuAlQ.La curva B muestra un aumento inicial muy grande y mayor que 1aC para alcanzar casi el mismo valor a 510 QC. Un maximo se ob­serva alrededor de 500 QC, en la curva B, aunque 1a falta delpunto final no permite precisar la forma de la curva. La curvacorresyondicnte a la aleación C muestra un máximo a unos 510 —520 90, concordante con las predicciones teóricas y datos ante:cedentcs respecto a resistencia a la tracción.

En conclusión no tomando cn cuenta lo dado por la a­leación A, debe aceptarse comotemperatura ó'tima dc solubili—zación 1a de aproximadamente 510 QC. En gene a1 los valores oh“tenidos ( 40 - 80 Brinell) son del orden de 10s dados en diver­sas ocasiones de la parte introductiva, dado que una compara­ción rigurosa no es posible por diferencia de composición de lealeación, condiciones de ensayo, etc.

Tiempode solubilización:El gráfico N9 2 resume estos datos,

incluyendo el grupo 4 de probetas del cuadro anterior y el 10del subsiguiente. .

í{fól E)"ObelceNo So'UbJízecio'm Inve' . :Duï‘qïaNít' A B C 1};ij {fc/mp0 hs /¡'Q_mp.fic", ¡A :B _(Ï_;

6 4 6 1 510 lhOOmin. 150 w7 41 54 57¡t-- 17 9 - 14 4 510 17h46min. 150 7 41 80 73;

8 3 3 15 510 48h00min. 150 7 45 86 8iï

La primera observación revela, com-oen el caso ante"rior, la poca influencia del tratamiento tér mico sobre las proupiedades de la aleación A y el curso paralel o de las curvas pa"

uns .I

of":ra-B y C, siendo ii L ;;;.:í:r despuís ‘e l hora de solubili­zacián. También.aquifaltan datos comparativos de la-literatu­ra. Deacuerdo con los gráficos de II, 4, c, para resistenciaa la tracción debería observarse también en la dureza una ele­vación gradual de la curva, para alcanzar un máximoalrededorde 36 horas y permanecer luego horizontal. Esto estaria de a­cuerdo cen la teoria pues una vez alcanzada la solubilizaciónïáfima a esa temperatura ya no es posible un aumento de propie­aees.

Con respecto a las curvas obtenidas experimentalmen­te, muestran la siguiente: La comparación en la aleación A,muestra que la curva se eleva muylentamente, para llegar a sumáximoa las 48 horas. La correspondiente a la aleación B, su­be rápidamente, sobrepasando la C, alcanza su máximoa las 37horas, baja luego algo y se hace horizontal. El curso de lacurva de dureza de la aleación C, es prácticamente paralelo a;anterior.

Temperatura de envejecimiento:El gráfico N9 3 resume estos 8:"

tos, hallandose en ordenadas 1a dureza y en abscisas lastempe»raturas de envejecimiento, para una mismasolubilización ytiempo de envejecimiento de las probetas.

"17:'"TÏÏÏCÏ MH; NuSolemne-muEnve' ¡ü Dove z ae, " «o -' o ’. / ü ‘ I. "

L_¡..f.= A x, 4mva C 14'01va '¡umLCI“llamkajos (-4“e 5 15 12 51o 37 100 7 41 67 66

¿16 15 7 7 515“ 37 150 7 42 96 944h

11 11 2 11 510 37 200 7 56 66 84

7L12' 1'Ï12 9 510 37 250 55 65 77¡

Comosiempre, es pequeño el efecto del tratamientotérmico en la aleación A. Sin embargo, las mayores tem eratu­ras de envejecimiento provocaron un aumento de dureza desde39 en la fundición hasta 55) mayor del obtenido por cualquiertratamiento anterior, siendo los maximosrespectivos 45 y 48.El curso de la curVa A coincide aproximadamente con el de lafigura 6 de II, 4, a, que podria ser usado para la comparacifincon los datos obtenidos. En esta figura se observa que paraun mayor contenido de Cu, el máximo se desplaza hacia tem era­turas de envejecimiento menores ( aproximadamente 170 QCy.

Las curvas de las aleaciones B y C del gráfico danefectivamente un máximoalrededor de 150 90, siguiendo hastaalli un curso rápidamente ascendente, siendo paralelas entresi. Se observa que la B es ligeramente superior a la C, comosucedió en las curvas anteriores. Según la figura mencionadadeberia ser inversamente, aunque con poca diferencia.

A partir de los 160 9C, 1a curva C sobrepasa la B,bajando ambas casi hasta el valor obtenido por envejecimientua lOO QC. El hecho significativo del gráfico es que a 170 QCya empieza el sobreenvejecimiento en las aleaciones B y C yla dureza sigue aumentando xüuduuuuu para ¡a aleación A.

Tiempo de envejecimiento:El gráfico N9 4 que incluye el grua

po de probetas 10 del cuadro anterior, señala la variación delos valores de la dureza con el tiempo de envejecimiento, parauna mismasolubilización y temperatura de envejecimiento.

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5___ Tear¿IWTemp.mw A c713 5 - 13 8 510 : 37 - - .v 65 83

14 í 8 11 5 510 37 150 24 55 12o 111

h_iÉW_L_É"___1o 13 510 I 37 150 94 7d 124 116

Para la comparación podrian ser usadas las figuras27 y 30 de II, 4, c, y el cuadro de la pág.‘w7de la mismapar­te. Ante todo se observa en el gráfico N9 4 que los máximos dedureza obtenidos para cualquiera de las aleaciones son supe­riores a los hallados por tratamientOs térmicos anteriormenteestudiados. Las formas de las curvas es similar a las de lasfiguras citadas. Se observa que la dureza aumenta rápidamentehasta las 40 horas de envejecimiento y luego muylentamentea excepción de la aleación A, cuya ourVa sigue aumentando enforma ¿arcada.La dureza de la probeta 0 8 es superior a la de1a B 13, tratada en las mismas condiciones. Posteriormente lacurva de la aleación B se hace superior a la de la 0 y se man­tiene comosucedió siempre. El trabajo de CaIVet, 54, confir­ma que la temperatura de 150 QCes la óptima y la dureza au­menta constantemente hasta los 4 dias a esa temperatura. Reciénentonces baja lentamente.

En cuánto a 1a dureza de las probetas enVejecidas atemperatura ambiente fué tomada nuevamente luego de 7 dias,habiendo aumentado desde 65 a 68 para la aleación B y desde 82hasta 89 para la aleación C.

En el gráfico N9 5, se representó 1a variación delas propiedades mecanicas en función del porcentaje de cobre,para cada tratamiento térmico, soñalados con los números 1-15correspondientes al cuadro general de III, 3. Se observa enprimer lugar que para alcanzar los máximosvalores de durezael tratamiento N9 15 (510/37//150/94) es el mejor, mientrasque para la resistencia a la tracción ellos correspondenaltratamiento ng 10 (510/37//150/7). Otras deducciones podránsacarse por observación del gr fico.

-oooOooo­

_II_I_)__<_5_)Aggplgrs METALOGRAFICO.­

a) PULIDO

El pulido metalográfico comúncomprende'las siguien­tes operaciones: (mondolfo,9)

S Eleccionde la probeta y preparación para el pulide= Pulido grueso9 Pulido fino

Las probetas debeh ser representativas del.msterialy son cortadas por medio de sierra o torno, debiendo evitarsepor lubricaeion el calentamiento y al mismotiempo la exten­sion de una capa amorfa de metal sobre la superficie a pulir.­Recomendamosla utilización del torno, por ser más planas ylisas las superficies obtenidas.- La probeta deberá tener lasdimensiones prepicias para su manejo en el posterior pulido.En caso de ser muy pequeña puede montarse en materiales plás­ticos o aleaciones convenientes.- Los bordes deberán ser limad»cuidadosamente para evitar Que se enganehon en los paños depu 1'o.­

Para el pulido grueso la superficie es aplanada porlimado, luego se utiliza una correa con material ahrasiV0.—Finalmente Se pasa a papeles de esmeril de ranura caeciente.Estos pueden utilizarse colocandolos sobre una superficie pla­na y desplazando la superficie sobre ellos, o pequos en undisco que gire a unas 500 revoluciones por minuto.— Para alca­ciones blandas, como son las de Al, a las cuales nos referimosexclusivamente, los autores Keller y Wilcox (62) recomiendanuna lubricación con algo de cera disuelta en queresene, parael pulido a mano sobre papel de esmeril, y con alcohol o ace­tona en reemplazo de la cera cuando se usan sobre disco.— Elpulido sobre cada papel debe ser continuado hasta que todaslas rayas del papel anterior, más grueso, hayan desaparecido.La mejor manera de verificar :sto es pasando la probeta siem­pre en la misma dirección sobre cada papel de manera que to­das as rayas sean paralelas , yagirar la probeta 909 cuandos- pa sa al próximo papel. Se usan generalmente los papelesdesignedos desde l hasta 4/0.- El pulido es continuado sobreun paño puesto sobre un disco giratorio, humedecido continuawment: con una suspensión de abrasivo en agua.- Se recomiendaen la literatura un paño fino de lana ("broadcloth9, alundum600 K y velocidad 200-400 r.p.m. La suspensión tiene generalwmente 3-5 %de alfimina.- Se hace notar la influencia del matarrial del disco sobre el que se halla el paño.- puede habercorrosiín electrolítica cuando se trata de materiales másclea­tronegativos (le, Cu, Ni, etc.) debiéndose usar preferentementealuminio o aleaciones del mismo.—Cuando es de otro materialpuede evitarse la corrosión cubriendo el disco con laoas celu­lósicas.- A1pasar de un esmeril al siguiente , o de un tipode alúmina a otro, la probeta debera ser perfectamente lava­da en agua corriente, para evitar la transmisión de particu­las de uno a otro esmenril o paño.­

El pulido fino se recomienda hacerlo(nos referimossiempre a alsuciones de Al), a 200 r.p.m. sobre un paño espevcial llamado'“Kitten's Ear" o también con gamuzay algunasveces sobre seda, con elimina N! 3 o magnesia.- En caso deusarse alúmina esta es suspendida en agua destilada, termina;­el pulido con solamente agua destilada.- Mejores reultadosse obtienen cen magnesia; esta se empasta sobre el paño conagua destilada y se pule agregando agua o magnesia a volun­tad.­

El paño utilizado con magnesia debe ser lavado cui­

.4o(4)

üwdoswmentedespues del pulido 3 conservado bajo agua conunas pocas gotas de acido clorhidrico, pues la magnesia tiende' “'JÏOnktflrSJ en el aire o con agua comun, con lo que el car­

n.t; formadorayara la superficie de la probeta fuertemente.

Sólo la experiencia puede señalar las condicionespara obtener una probeta en la que no aparezcan rayas y losconstituyentes sean perfectamente visibles bajo el microscopio,aún sin ataque.- Nos hemos referido hasta ahora a las recomen­daciones contenidas en la literatura, en especial en Mendolfo(9) y Kehl (5), con respecto al pulido del Al y sus aleacionesSchultz(58) describe un método de pulido algo diferente, pereque no hemos probado experimentalmente.

Comoya hemos señalado, nuestras probetas metalogravfieas, fueron cortadas con sierra o torno de ños extremos y e:algunos casos del medio de las prebetas de traccion. En algu­nas uprtunidades, por ser aquellas demasiados pequeñas, fuerenmuntadas en plástico.— Al efectuarse el corte, se refrigero CLagua.

e o s< limó bordes y superficies. Acontinuacion fuiron pasadas p;r los esmeriles mas gruesos N2 1%,1 y 0, y sus:teri-rmente por 1,8 más finos, Nï O, OO, OOO, 0000 (Durex . nlpapel Ni OUOOnn fué utilizado generalmente, por pruduCir un"empastamdent)"dele superfieic.- Los pulidos se realizarondispondend¡ las probetas perpendicularmente al pasar de,uno aotr; papel, cuidando de eliminar las rayas producidas pDI el.papel anterior. Se efectuó a manodisponiendo el papel esmerils3bre una superficie plana; no encontrand)se ninguna ventagaen el us: de cera disuelta en querosene.- En esta etapa delpulido, a pesar "e sucesivos lavadis cn agua corriente, y lautilizaciín de papeles nuevos, no se logran superficies brillan"tes.

Lu g

A continuaeifin sc sometía a las probetas G_un Pulídüsobre un pan} de billar Colocado en un diseo giratario (puli­dora vertical y proyectando sobre el centro del disco unchorr; de suspensiín de alúmina en agua destilada, dejada ensedimentaciín previamente durante un minuto en una probeta y;¿ Jeeentada luego. Se usí para esta suspension de "un mlquto ,

lámina H2 800, aproximadamente al 4% en volumenflC Sucesrvamen­te Se usaron otros paños de billar, con suspensiones de alumivua Zecantadas después de sedimentar durante 2, 10, 60 y 120 mí­nutos. Se trataba de alámina Aïlnotauw ¡”0) .— Tanto las pro­-etas comolos paños de billar eran lavados cuidadosamente con

aguae-rriente, después de cada eta a. Cuando ne se usa agua düf'mirada para las suspensi;nes de alumina, Constatamos la apari­cifin de manchasde aspecto grasoso, dificiles 39 eliminar, BLbïJla superficie, que es brillante después del 18 o segunda puli­do con alúmina. El agua dejada sobre la superficie de las probutas durante algunas horas pr;ducia una especie de ataque.— Laefectividad de cada pasaje, eliminación de las rayas dejadasp:r el paño anterior, fue eonstatadaá microseípicamcntc, secan­do la superficie de las prebetas por medio de un algodín cube"bido en éter. Esto último no se adapta a la recomendación desecarlas en una corriente de aire caliente, aunque nes ha dad­buenos resultad)s.

El disco de la pulidora giraba a aproximadamente1200 r.p.m. , mínima velocidad obtenible con esa pulidura.— Sutilizí solamente la parte central del disco (unos lO cmdediámetro, siendi el total del disco de 27 cm), para evitar laextensión de una capa amorfa de aatal sobre la superficie, de»fecto originado muchasveces por alta velocidad.

Finalmente, las prubetas eran pulidas sobre una ga­muzafijada sobre el disco giratorio, cubierta en su parte contral por una pasta de omgen agua destilada, lubricando con Jn

92cnjrru ¿C'agua destilada a.modddaque el pulido lo regue­ria. —En Cas; de necesitar magnesia se detenía el disco y seagro ¿tt-Iba.

Debido a la carencia de los paños especiales mencio­nados antes, se hizo uso de una gamuza, además de haber proba­d; con utilizar terciopelo, paño de billqr, seda y nubuk. EstesUltiÜJS dieron estos resultados: terciopelo, no raya pero tam­pecu pule al igual que el paño de billar.; seda, raya en formazardada, y se rJupe con facilidad; nobuk, raya. La gamuza d15buen;s resultados, pues es de use casi ilimitado, si se evitasu iupregnacion con la aagnesia y subsiguiente carbonataciín.

La magnesia usada era OMgcalcinadu de la ChemischeFabrik, Gïrlitz; y sólo después de lar o uso se tuvo necesidadde Calcinarla por probable carbonataciwn. La magnesia medici­nal HJStIJ ser de mala calidad para este fin, comoasiaismola magnesia para usa metalográfico Shauva, de la Golwynnc'Chem.Corp., que atacaga las muestras, por tener probablemente alca­lis libres.- Ber este hecho la literatura (Kehl, 5 y mondolfo,9) "ecolienda usar aagnesia Merck "pesada", que no pudimos pro­bar. Unanréctiea utilizada para disgrcgar aglomerados de OMg,consistió en pasar previamente por la gamuza una probeta sininteres "estimada a eso fin.

En algunos casos el pulido final se malograba porperturbrción ¿e la capa superficial, que no era eliminable ge­neral mente por pulido más prolongado. Se logró eliminar lacapa perturoada ner un ataque durante 10-15 segundos oon FH

,5 3’). '

Comolo señala la literatura y como lo hemos compro­bado personalmente; el pulido motalográfi o del A1.y sus alcaéciones ( ¿ateriales relativaaente blandos es sumamentedifi­culteso y requiere una experiencia difícil de adquirir.

Asimismose realizaron ensayo de pulido electroliticode las probctas motalográficas, pero los resultados obtenidosdebido a las deficientes condiciones de trabajo no son publi­crblen. Este método de pulido, recomendado por muchos autores¿a en algunos casos muybuenos resultados.

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III)‘ 6-) ¿muere- msmóefiulco. M.

El análisis metalográfico se compusode varias fases:

° Identificación de constituyentes.29 Comparaciónde estructuras en relación al tratan

niento tórnico.39 Accióh de reactivos poco conocidos ,4* Ataque de Keller, relación con el tratamiento ter­

mico53 Ataque con FH 0,05 %, relación con el envejeci­

miento.68 Tamaño del grano, compa ración7h Obtención de uicrefetografias.

Para la identificación de constituyentes se observa­ron las nrobetas sin ataque; posteriormente y de acuerdo conII) 5) a , se atacaron las probetas con los distintos reacti­vos, obteniéndose los resultados que se señalan en el cuadro.El cuadro trae bajo "observación sin ataque" una comparacionde las distintas estructuras; luego los efectos de los diversosataques y cono "conclusiones", una estimación visual, aproxiaadade la cantidad de constituyentes presentes.- La expresion comoporcentaje de esto último se adeptó para dar una idea de lavariación de los constituyentes y simplificar la descripcion delso resultados. Llamamos"inclusiones, puntos", etc., todos a­quellas particulas pequeñas no identificables dentro de la ma­triz.

La estructura de la aleación A difiere fundamental­mente de la de las aleaciones B y 0.- En la primera existendos co¿puestos bastante similares sin ataque: CutlgyCKmlFeSiJ;en las segundas, dos compuestos de conformación muydistinta:Cuálg y agujas.

Si bien es cierto que todas las probetas debieron serpulidas y observadas sin qtaque, para apreciar la variacion dela cantidad de componentes con respecto a1 tratamiento termico,no se justificaríwien apariencia las sucesivos ataques de todaslas probetas con la totalidad de los reactivos. Ello fue debi­de a 1a presencia de aquellas agujas que por sus caracteres deataque, especialmente con(N03 Fe no responden a ninguno de loscoapuestes citados en II) 5) a3, ni tampoco a ninguno de les,hencienades en la literatura, pues ne se halla descrito ninguncompuesto que se ennagrezca con(N03)5Fe y SO4H2y no con NG5H,Unalágica duda acerca de estas reacciones nos llevó a efectlartodos los ataques en todas las prubctas, y aún repeticionespara cenfiruar las ebservaciencs.- Efectivamente en el 90%delas cases las agujas dieron esas reacciones.— Se pense que lacausa pedía residir en impurezas del(N03)5Fe usado; se cambiode reactivo, per) siguió dando le mismo.­

Es muy probable que el compuesto nombrado "agujas,sea A CuFeSi, Feznlq e Fenlg, dado que presentan esa forma ypodrian estar presentes por la composición de la aleacion. Perosi bien se ennegrecen con SO4H2, no le hacen con(N03336 y N03H.Nos inclinames preferentemente hacia el AlcheSi, debido a suforma de estar englobado dentro de l CuL12y porque no se ob­servaron otroscompuestos de Si y Fe. —Ademas el FeAl yFe2A17existente en probetas de muestrario metalográfico, no dqba re»acción con(N6 )3Fe. No se pudo probar con probetas que contu­vieran LICuFeÉien forma indubitable, por carecer el muestra­rio a nuestro alcance de ellas.- El compuesto AlCuFeSise hallamencionado únicamente en Mondolfo (9), ue omite la cita bib­liográfica correspondiente.— —No cumpl a un fin especial con­tinuar la investigación sobre la identidad de las'agujas', da­do que las Observacionqa se habían confirmado en un porcentaje

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OB- Formas es- Idem a la Rei bastan- Reü uni- Reües más Rei gru­653--queléticas anterior ¡te uniforme formo. compactas Ésa.A­VA- ,alnrgaias con apa- 'y gruesa.á Presene Que en la gujas‘IOKIy roïonñe- rentemen- lgran aumen- cia de funüición englo­SIH :las. L:s— te mayor =to(600— agujas B.A gran hadas.ATA-¿gosíción oncehtra-Tlooo K) a- Gentro aumento muchasQUZ'irrag;- ión en ¡gujas den- de la agujas inclu­

¡lar.foros ios kories!tro Ge la reñ. en la redusiones.p inclu- ¡rea.rocos Pocas Bastantes- oros.¡aionas. ¡redonüeles inclusio- inclusio-i¡ iainlados. nes. nes,pocos;.¡ fPocas in- redonaeleq¡ Iclusiones. aislaüos.¿; lPoros. Poros. ..H" .,. . .. l l

JG4-¿Ezpariec1- Se ampar- 'Ligerísi- ¡Se empar- No hay acÁSinela siento iecieron lmo empar- .ñecieron ción mar—'ayo;áci-Iparsíal He las for- Iñecimien- llas agu- cada. iaccion.da. [las formas mas alar- ¡to ie toño :jas. í

‘nlargnñus Eaüas y ¡acentuaño 2‘5 esquele- psguelé- en las a- ' |'t1‘ak tipo ticas. gujas."escritfira ' ¡ Í¡china., - — '

__ ¿A ,r ¿F a 4/ ' A g __NOEHütscure- Se obs:u— ¡Formas Se enge- Comporta- Se enne­2? í cimiento ecieron ¡gruesas Igreci miento se-Érecie­formas as for- ennegre- 3toda la mejante'o on las

"gruesas as grue- lciüas, a- ¡reñ, a funiicion Formas€3 reüon- sas. gujas no. excepw . rueSGS:‘ñeles. I ¿ción ae Te laI ¡las agu- reñ,pe­¿ I jas. ro no' ; J L f q JBLI , g T ujas.\\

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agujas. 'ular.Po—caos as includ

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y redon- gujas li gujas no.'mpar"e- gujas anucña cantidad,. Goles. gcramenta iias por! azcla á­! i'ïa. Mi gdnncgre- Águjas Total 'nncgre- c enne Agujas onno­1b04figcimicntoenncgro- onnogrc- cimiento grooio- grecidas.;?0 %'formas ciflas,foreimicnto parcial Iron sol

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nos, rajavduras.

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dc todas en las a- Jas. do agu­las for- gujas. jas ymasti- partespicas. igruesas.Se cnnc- Enncgre- Ennegre- Poquí- "nncgreci- Partes

N03Hgrcció u- cimiento cimiento simos miento ñe gruesas25 % na íntima de las po total. compo- las masas cmpar­

partc de cas formas (?) nantes ligero obs ñeciñas.las for- gruesas. se en- curacimienmas tipi- nogrc- to do lascas. cicron. agujas.

l .L

l ÏMnrcaüo Se obscu- Ennegre- Casi Ennogreci-‘finncgrc..1804qunncgre- recicron cimiento todo miento de cimien­?O%cimiento las agu- total ño annegrc- las agujas to total

kasi to- Jas. las agu- cido y algo de dc lastal. Jas las masas. agujas.

Gmb)glflema Ennogre- Ennegrc- Idem a Enncgreci- Obscu­Fc N03H cimiento cimiento la acciónmicnto de reci­

25 7% total. total. del N03H.1as agu- mientojas. total.

Ob- FhH: No FH: Ligo- FH: No FH: Em- FH e HONa: FHzLige­ser- a; ac- ro obscu- tiene pardcci— «mparüeci- ro emparrua- ción. recimien- acción. miento hiento de aecimien­cio- to ae las ligero las masas. to de laL

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'SOL mom R O 510 510 510 510 510'lt1___c 48 48 48 a? 32’ 37’

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mua poco 'Casi todo Muy poco Mucha menorPreñominio Permane­OB:Quálg. agujas.SudeuA12 on cantidaa aemarcaao ao ce po­SEufi sisten for-formas CHL12.Mu- las agujas quísimoVájá mas reflon- aisladas chas inclu-sobre el CuA12.CIOI| ‘fleañes aisdgruesas siones y Cufilg 10- ¿pareceSiNi glañasmMuc- rcüonüeaaporos. manente en muchas"%j ¡bos POIOS- fias- formas ai agujas.

QUE¡ I ladas grue

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Mcz.!3to obs- maparüeci- igero Emparüeei- Emparñeci- Acentuabcla ¿reci- miento Ge Émparde- miento miento parlño em­aci-¡iento ae las agujas.cimiento pronuncia- cial. parae­ña 'a mayor de las do parcial cimien­

'artt ño ' agujas. to ge­Eas formas neral..ípicas.

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NOquna muy ¡Se ennegreJfinnegre- Comporta- Ennegre- Obscureh25°%Eequeña lcieron to- cimiento miento cimiento cimien­arte se ñas las a- parcial habitual. fle las to fiel

nnegrc- gujas y qu ae las formas Cuálg yio. flan rises agujas y gruesas. de las

i poqu simas del Cuálá agujas­partículas.

ïMü&mne¡301- No se atacaDuaoso. -Comporta- .guáas Ennogrc'20 fi-i;n o ae ron las a- miento cnnegro- cimiento

E0 no ata- gujas. abitual. cidas. total Gtado por r las a­03H gujas.

WÜQH Casi total Enncgre- Ennegreci- 'nnegre­Fe i ennegreci- cimiento miento de cimiento25 «A miento ".e total. un 20 9%ee total.

3 las agujas. las formas, g tipicas.lOb- H: Mhr- Apari- FH: Empar- Emparfle­Jser- año em- ción de "ecimiento cimiento'vn- arñeei- puntos pronunciado general

cio-Eiento negros Be las for- y Qpflrines el en las a-mas típicas cion aeAlFeSi gujas con puntos

FH. negros_” _____w con FH.

Con-huilz CuAlg CuAlz CuAlg CuAlz CuA12

clu-oFL 10% 10% 15%S 10% 10%sio-‘Al “Si A ujas a ujas AlFe i agujas agujasnes. o % 9% % 9% % ás 7a 90 76 90 %

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i I CllÁlzoI !

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| éci- parcial 'cafle Ge lasgenernl. 'gcneral. marcado lmicnto5 ña ñefinaid.agujas y 1c- de las de las' ¿ve del cuna agujas. agujas.l ¡ Infini­Í dad dei ! puntitos

i ¡ Ge fondo.- .anegre- Ennegreci- Cumporta- Ennogre- Comperta- Ennegre­l N03HíÏimiento miento to- miento ha- cimiento miento cimiento' 25 %de un lOital. bitual. arcial normal. fiel CuAl

% ae lasi ïun 10%)formas 'típicas.

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804flagreceelfcen las 0- parüuciüas cimiento cimiento imicnto20 fi resto. -gujas ex- o negras. del restoflfle las _t¿tal de

l ¡clusiva- formas las agu­¡mcnte. acicularesjas.

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. Ob- FH:¿pari­ser- = ción ae axvg- 2 puntitoscie- t negros en

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en nlgu- í mientonns partes Gel

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NO3H Ennegrc- Obscure- Se cnne- Compor- Ataque ha- Habi­25 % cimiento cimiento grecieron tamien- bitual. tunlí

del Cufilg fiel CuAlg las formas to nar­lagunares mal.de CuL12

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SOngée atacó Agujas a- Se cnnc- Campor- Normal. XAlFbSi20 %¿clo(AlFb tacaüns. grecicr;n tamiento atacado

Si. las agu- habitual.jas.to­talmen­te.

amas Acción “mparñe- Obscure- Ennegrcfi

Fc similnr fiinicntu cimien- cimiento25 % a la del general, to gcne- total.N05H acentuado rnl.

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elevaao y porque para 1a.1dentiricgción inequívoca deberianerfflIflISG'DlOGClOflQS fle composicion tal, que de acuerdo alos iiagranas de equilibrio ouaternarios contuvieran ese com­puesto.­

A continuación estudiaremos las variaciones observa­üns on las fundiciones, en las probetas solubilizadas a üistin­tes temperaturas (tiempo y envejecimiento constante); en lassolubilizañas durante distntos tiempos ( temperatura y envejeci­miento constante); en las solubilizadas con tiempo y tempera­tura constante, para distintas temperaturas (igual tiempo) Geenvejecimiento, y con distintos tiempos e igual temperatura.

Ante todo, aclararemos que no se notó diferencia me­ta10gr6fioa entre las probetas obteniüas del extremo de colada,su epuesto y la parte central ¿e los barrotes; tampocovariopor la orientación ae la superficie con respecto al eje fielbarrote (perpendicular o paralelo).

ComoSe observa en las micrografias 1,2,3, la difercncia del eonteniño ño Cu es notoria por el aumento de la red ficCufilg. Al aumento empleado , (15OX) no se ñitinguen los consti­tuyentcs tipicos.- Asimisaoen la funñición A micrografía l),se ha fotografiaño unos característicos poros inclusionos ga­seosas que al pulir se transforman en cavidañcs negras .

La uicrografia 4 nuestra a 750Klos dos constituyen­tes típicos de la fundición A: CuAlgycáAlFeSi.- El primero es­tá ennegreciüo por el ataque con N03Hy el segunflo se hallainelteraño, en su forma típica ae escritura china o esquelétisca. La fotografía N2 5, muestra a la misma funüición atacadacon aciflo sulfúrico, lo que pernite Ver al «AlFeSi ennegreci­ño y sin modifióación el Cuhlz.

Comose observa en las cicrografias 4,7,8, y siguien­tes, mientras que las funñiciones B y C presentan gran seme­janza estructural, difieren raüicalmente de la funüicion ¿.-'En la Na 6 (funflición B se observa a 1000 X una parte de la reeGe Cuilg ennegrecida por acido nítrico, englobanño a las tí­picas agujas, inalteradas por ese ataque.- La N9 7 muestra loscomponentes de la funflición B agacaflos por acido sulfúrico. La8 muestra una funñición 0 atacaüa con nitrato férrico; presen­ta ambos componentes ennegreciaos, observándose su similitudcon la funüición B.

Nos referiremos ahora, para señalar la influencia dela temperatura de solubilizaeión, a los grupos ño probetas tra­taüos a 450, 480, 510 y 55026 Gurante 70 horas,50 minutos, yenvejeciños a 15030 aurante 7 horas.

_Comeconsta en el cuadro, las probetas A10,Bg ,02 ,(450/70Á/15Q/7)son similares a sus respectivas funfiiciones,es iecir que visualmente no se aprecia solubilizacion del 03h12.Solamente la prebeta 02 parece haber sufrido algún efecto ter­mico.­

Las probetas A2,B1,06,(480/70//150/’?), ya muestranprincipios de solubilización, pero dista muchoGe ser completa.El efectc se aprecia en la micrografia Nfi9, con sus censtitu­yentos tipicos atacaaos por acia; nítrico. Comese ve en lauicregrafia citada y comose verá en las siguientes, las agu­jas no sufren el efecto de s;1ubilización, lo que hace aumen­tar su porcentaje aparente con reapecto al CuA12.—TamPÜCÜ01«AlFeSi se solubiliza per ningún trataniente.

Las probetas ¿7,35,Clo.(51Q/7QÁ/15Q/7) manifiestanuna sulubilización casi completa del CuA12.-Efectivamente,A .. .._-..._ ._ vr __._..--A ..--_--,1». Ann -P1nnb.nn n'l ¡‘th

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¡integrnríu H81 nProtein A15(fundición) a 180 1.

Bin ataque.Rol le Cuálg y poros. ­

1103032.213 ¡i 2 ­Proton 34A(función) a 150 x.

Sin atnanc.Rol ¡o Cuále.

“mami; It 8 ­han“ 03 (manada) a 150X.

Bin“un;nu u can, .

¡tu ruth I! 4 «vhan“ A.annalu) a no x.

“mi. "a 8033¡aGang«matan. ¿11'81sus.

¡itineraris Il a ­Probatn A 5 (rnnlioión; a 350 X.

Asa nda con 30432 ao fiCuálg(toznnl gruesa-y grinácco; ¿11'81 negro.

¡lorOgrotia H! 6 ­Probata 31 (tuniioión) a 1600 X.

At. ¡la con 3033 25 fiGunlgobocnrncilo, ¡cajua inalteralns.

¡lorogrntia I! 7 ­monta ¡y (fundición) a no z.

Atac;l¡ con 80 0Calla (tornan gracias).821¡ coo; aguja: nogran.

Iiorogrnría 1| 8 ­Prat-ta 05 (runlioión) a 780 X.

Ltaosia con (¡03)3IU'25 fAnto- oonntitnyonton onnogrcciloa.

407Gutlg que aún resta, comoasimismo se ha hecho en la N2 ll,con la aleaciín B (CuA12remanente en formas lagunares.).

Las A13,i¡,014, presentan comolas anteriores muypo­c) Cuilg, mientras que en la B4 (laprobeta de tracción fundieparcinlnente en el horno), comose observa en la nicregrafiaN2 12, el aspecto metalográfico es Completamente anormal. Su­penouos que se trata de fusiín originaña por la presencia deuna cantieañ mayor que la normal de alguna impureza (p.ej.Mg).que hizo iescenier el punto Ge fusiSn y el eutóctice formadose aglimerí en granñcs masaa.- El aspecto de la funüicion corres­punñiente, a igual aumente, (veasc nicr;grafía N32) es completa­mente nermal.- Tampucopuño ser establecida aqui la identidadae las agujas, enncgreciñas por acieo sulfúrico, comose vc enla f;tegraffa, y que son mucho más grandes que las comunes, apesar de que poseen los mismos caracteres de ataque. La probe:ta es un ejemplo de ¿al pulido, pues aparecen numerosas rayasp.­En cuanto a la probeta Cl4(aicrografia NS13) aparecen rajaüu­ras originadas por la elevada temperatura de selubilizaciín.­

Analizareaes ahora el aspecto ie las probetas someti­das a solubilízaciín a temperatura anstante, ñurante diferentestiempos, para establecer su efecto.

Las probetas A , B6, C ,(510/1/7150/7), muestran muyliger, efecto Re solubil zaeion lel Cuilg, como se ve en eleuañrv y en la micrografia Ne 14, üvnñc al mismo aumento queen la funüiciín respectiva (N22), se observa la rotura parcialFe las reñes.

En las ¿9,314,04,(510/17.4Q/7150/7), también se obser­va que el tiempo es insuficiente para producir una marcaüa so­lubilizaciín.- Mientras que la A9, micrografía NI 15, todaviacontiene muchoCuál (ennegreciao por nitrato férrico), ya senota una apreciable disminución de este en la C4 (micrografiaNG16), ñonñe las agujas están ennogrccidas por acido sulfúri­co.­

La solubilización se acentúa uareaüaucnte en las pro­betas A15,B7,C7,(510/37/715Q/7)que según la literatura y losensayos mecánicos ae capítulos preceüentcs, es el tratamientooytimo.— En Efecto, el cuadro inaica que permanece sólo muy po­co Cuúlg sin solubilizar.-- Un mayor tiempo, cono el usaflo enlas probetas A ,B3,015,(5lO/48//150/'7) o en las A7,135,c10,(510/70/7150/73, vease micrografias Nl lo y ll, no=auuenta apre­cdablemontela solubilización.- Fotografias correspgnüientes aeste tiempo y temperatura ec solubilización, se veran posterior­menteal tratar el aspecto metalográfieo del envejecimiento.

El efecto de la temperatura, como Gel tiempo de en­VQJGCiüicnto,Gentro "e los límites que se aplicaron, no pro­duce moaificaciones estructurales apreciables miercscopieamente,sino se hace uso ae reactivos especiales. Las uicrografias 17y 18, de la serie A5,B15,C12,(510/37/7100/7) muestran una so­lubilización casi perfecta, sienüo la temperatura de envejeci­miento inferior a la óptima.- En la micrografía NI 18 se obser­va un caso anormal: las agujas se han ennegreciüo con acido ní­trico.Ello ocurre tanbien (vease cuaüro) en las probetas Bs,C15ay B7.-- Continuandocon la influencia áellalteaneratura de en­veiceiaienjo, las probetas A11,B ,C11,(510/37/7ÉOQ/7), comotau­bien las ¿1,312,Cg,(510/3ZÁ/250 7) no revelan modificacionesestructurales sensibles.- Ninguno Ge los reactivos comunes nmuestra la precipiatación flel CuAlg, vcanse para ello las micro­grafías Ni 19, en la cual la probeta fué atacada con mezcla á­ciüa, apreciánflose cierto enpnrdeciaiento parcial o diferencialy algo la revelación ñel'grano; NE20, atacaña con nitrato fér­rico; y la 21 atacada con OHNa,Üonñe se ve el fuerte ataQuesobre la matriz, y la leve coloración Gistintiva de los consti­

\\Á/¡

Micrograi’ía N2 9 ­Probeta 05 (48c/7o/A50/7) a 500 X.

Atacada con N05H 25 fi‘12 obseureeiaopor el ataguemgujfinalteradas.

Microrafia. N! O-ñ Probeta A7 (510 70//150/7% a 500‘X.

Ataoaaa con 804 20 3%.Gang remanente claro; F381 obaeurecido.

“IS

Miercgrafïn 3% 11 - ­Probeta 35 (519/?0/7150/7) i 450 X.

Sin Qtaque. \Amboseonntituyentcn claros;

Microgratía N! 12 ­Probota B4 (esq/VO/yïso/vk a 150 x.

Ayacaia con 80432 20 fGranit- agujas empuriocilan por el ataque;el otro componenteestá ¡penal omparleciio.

“70

Licrowrafía L13­Irobeta CM,(550/7c'//15c/7) -Ao

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..12 adaqae.L32519212621 nor alta tempertw

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"L'Ï‘xo‘aetaF; (510/1/¡’1Fic/7 ', #5:; ¿o

‘tumï;m9 ¡A" Y,y"! r p '

hicrografía N: 15 -\Probeta A9 (510/17.4o//150/7¡ a 450 3.,

Atacada con (N01)3Fe 25 flCuA12negro; AlFeSÏ gris c

Bíicrografía. 3?; 16 ­Probeta.C4 (slo/17.4o/715q/7) a

Atacaaa con SO4H2 20 %CuAlgremanente claro; agujas ennegrecidas.

250 X.

l.­,—­,1.‘/

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tuyentes, razón-por la casi se ha hecho tan poco uso Ge estereactivo.­

La probeta 313 presenta el aspecto habitual (micro­grafía N2 22 cen algo de CuA12remanente y”agujas')- Esta PIO"beta, como asimismo la Cs, ha siflc envejecifla a temperatura am­biente.-Es de suponer que al observarlas se hallan envojeciflaspor el tiempo transcñrriao y por 01 trabajo inherente a1 pulidogrueso.e

A las probetas A ,B ,c ,(510/37//1so/24) y A5,Bio,013,(510/57/715Q/94) no n02 r%%erïromosen particular puesnopresentan ninguna moáificación que hubiera resultaüo e enveáe*cimientos tan anormalmente 1argos.- La uicrografía N3 23 ilus­tra sobre el aspecto de la probcta A3 sin ataque; queda qun a1­go ae CuAlg en formas gruesas.­

De toi lo anterior se Geüuce que: temperaturas ba­jas (450 y 48020 no producen una solubilización muy marcaüaGel Cuálg; que 51050 ñurante 37 horas es un tratamiento cptimo,anao que tiempos superiores no solubilizan mayor cantidañ ae_Cuálg; que a 55Ct0 se producen efectos nocivos; que los reacti­vos comunesno permiten ñistinguir las probotas normalmente on­;ejecíñas de las envejeciñas a tiempos y temperaturas inusita­os.- '

Conrespecto a 1a forma de realizar los ataques, seatacaron en algunos casos zonas marcadas, para lo cual el mi­croscopio posee un añitamento que permite colocar la probotaa estuñiar siempre en el mismolugar, con ol rin de obscrtar1a acción Ge cistintos reactivos sobre caña constituyente; enotros casos se atacó la nisma probeta sucesivamente con diferrentes agentes químicos hasta que las apreciaciones se hicierandificultosas, con el fin de aprovechar al máximooaáa police.­En general se procuró hacer actuar cada reactivo sobre cañacomponente, para que no quedaran dudas sobre su iñontidad. Seusaron los tiempos y coniiciones indicadas en Monflolfc (9 ,pues parecen estar bien ostuüiaflcs y por haber oonstataño queotras confliciones pueden floja: lugar a Guias.- Además, quedapor hacer notar que si la probota"disturbiaüa", cs decir susuperficie cubierta por una capa amarra de natal Cflisturbeclayer"), la acción del reactivo se halla inhibifla, por lo cualse hizo uso ie un frotaño previo de 1a superficie con HF 0,5ñ rante 10-15 segunños.—

Conel fin se estudiar 1a accián Ge reactivos pocoinvestigados en 1a metalografia del aluminio sobre los compues­tos iñentificaüos de nuestras aleaciones y sobre algunos Gelqueetrerio, se hizo uso Qelas siguientes substancias: Sulfatof -. u: erlueión al 10%, frotaño, aurante 1 minuto; Áciüu cró­mica, solución al 3%, frotañu hasta 150605.; ferrocianuro Gepotasio, suluciín de composiciín inflicada en la pg. (reacti­vo H),por inmersiín hasta 3 minutas; aeiüe fosfírico, 10%; in­mersiun a temperatura ambiente hasta 1 minuto¡ porsulfato ñaamnnin, 4%, hasta 90 seg. por inmersión; amoniaco concentraflo,30 segunños por frutaüu; áeiño acético, 1%hasta 1 minute porinmersiín; sulficianuro de potasio 10%, frotaño ñurante 2min.;dicrumat; ie potasio, 10%durante 80 seg. por frotamiento; á­cido perclórico 10 %flurante 90 segunñes por inmersiín; sulfu­ru Ge amonio CJDC. durante 90 seg por frateüo.-— Ningúnu fleestes reactiVas üií naaa, a pensar ae que en Monaolfo (9), di­versas autores flicen haber obtenido reacciones espe íficas conSO4Fe, Pegflg, Fe(CN)GZ¿ y que en Dorn y Spiegel (47 se men­ciona la acción del CrO4H2sobre GuA12.y FeAl . Ninguno Ge es- xtos reactivos actuó sobre Ouhlz, A1FeSi, Pez 7, PeA15 o aó ­Jas.

El ácido pícrico en solución alcohólica al 4%, usaüc

Microgratío. N! 17 ->Hab“: 315 (510/37//100/'I) a 4501.

Atacan con K033 25 í.011512annegrociao; agus“ inalteradan.

nerogrnfla n/ga - yYrobota 012(610/87//100 ) a 450 X. 'una“ conno H es fi

anna y agujas cnnogru un por 01 ataque.

¡xoxogzntis I! 10 ­' han. 11m Any/sun) g m 1.Ataonlncon ¡03.1. ¡alla.

¡aparataanlnnto ¡troicí yxuanncinio¡a alga!!!' ¡l! .‘0

¡lo un no o

trataba Ïig ¡Gléigt/ ¡EQ/V)a 600 1.¿tua a con (¡03 si. .Antagconntituyoqtaa cnnsgrcciapn; solubiltnnaión

0.31 pozthcta.

Probata 31lloroa;31

¡taqno.

¡sin I! zz ­q/btAVL1/2-) a zoo 1.

¡brian roaonaonlal lo Gnálg y asusta.

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¡robots 0¡10:03:

Inttis ¿nazi(610/

tinonla con81.‘

¡{KVQUQ/V

¡tía IIuns. 10 g:

)n ooo x.¡nante ¡inicia .

per tratamiento carente 50-60 acgunños, ebscureció fuerteúen­te al Cuálg, y no actuo sobre c1 n'AlFeSi, el FeAls, ni tam­poco sobre las "agujas".

El sulfato Cúprico al 10%, usado por inmersión ñuran­te hasta 4 minutos, actuó sobre cl CuAlgen forma irregular:proflucienño en algunos casos una coloración rosada obscura, yen otros naaa; no actuaba tampoco sobre los flcmás compuestos.

El cloruro férrico en solución alcohólica 5%, rreta­miento durante 5-30 segunüos, hizo aparecer granües manchasgranulañas negras y rayas, ennegrecienño parcialmente al CuAlg.

Nos rererircmes a continuación a lss ataques reali­¿años con el reactivo Ge Keller, que hace visible la repreci­pitacion fiel Cualg, con el-fin Ge tratar ie obtener caracteres"iferenciales entre los distintos tratamientos térmicos.­

Su composición y las conflicivnes Ge ataque ya se men­cionaron en la pg.¿fl3(rcactiv3 G).- Sin embargo encontramosinsuficientes les tiempos Ge ataque con N033y la mezcla, puesn) se obtienen rcsultaños satisfactorias.- Recien atacando 2minutes tanta een acia; nítrico camece el reactivo propia­mente"iche, se obtienen resultados que acen posible una cem­paracián. - Se ubtienen en teñes 13s cases pintas negros acn­tro ac la matriz y en 1a mayzría de 12s casos se revela el gralímite Gel gran; en ÍJIQG de líneas c ntinuas ac punteacas.­Aunqueen algunas prebctas, por ejemplo en la micrografia N926, se ebserva un principiu ae erüenamiente lineal de les pun­tes, este nc cs general.- De acuerño a 1a teoria, en caso 4Ctemplar en agua fria la aleacián, cl CuAlzdeberia precipitara le largi ¿e las planos Ge Gerarmacién DIDVDCGÜOBpor las ten­siines internas,que se ericinan en tal enfriamiento, En estecasa tanbien se ñeberia obtener una noble cúspide en la curvaüureza-tiempo Ge envejeciuiento; pere cuanü) esta última ne severifica, cameocurre en nuestras aleacienes, es flificil reve­lar la precipitaciín.­

El ataque Je Keller uestrí una marcaaa regulariñaüen la cantiñañ ae puntos ebteniñes en relación al'tratamien­te termico. Así pvr ejemple, en la serie creciente de intensi­Jaü Ge tratamientg ño la aleación B: en la funñición menur nu­mero fic particulas que en la probeta Bla, envejecida a tempera­tura ambiente(510/37/7--/L-), menor en esta que en la B1(48Q/70/7150/7), menea rue en Bl4(510/l7.40/7150/71, mener que enB11(510/37/7150/24 .- Este aumente se observa claramente a tra»ves fic las sier1grafías 24 (fuma. 314), 25 (31) y 26 (311).­Series similares se obtienen en las aleacienes A y C.- Comesevelar uqrticulas de Cunlg precipitaaas se revelan también enln tu. _.iín, aungue cn mucha ÉODUIcantiüafl.­

En cuánta a la variación con la composición para unmisas tratamient), la cantiñaa Ge puntos cs mayor cn C que enB y en ésta mayur gue en A, came es lñgice. Ne hay diferenciaapreciable por este ataque, entre la GuraciSnae la solubili­zaciín y la fiel envejecimiento.

Las prebetas A1,Blg,Cg,(5lo/37/725Q/7) mostraronfrente al reactiva de Keller un compartamiento muyparticular,comuna las 3 y "istinte Qe las Jamas prcbetas.Se ponen abs­curas, He aspecto "nacarañe" y al microscopio muestran grancnntiñafl ñe puntitos que las hacen a arecer ebscuras. En cam­bi') las prebetas ¿6,131 ,c 3,(a10/5v Aso/1009 no 'Z'ieren ese,sino solamente la precïpitacien normal y el límite Gel grano.

El ata ue Ge Kaller iaria resultaie para establecerel tratamiente teraicu sufrida por una probeta Re origen fies­

n a! It al 4Probota A. ÏÏÏÉÏbv/7íBQ/¡4) a 88° X.

4 ¡in ataquo.

3103032.113I! 24 -‘;' fProtein 314(tnna13163) n ¡00 I.

Ataqno lo ¡h1102.

7%?

iicragratfa 5° 25 ­Probeta El (43G/7QÁ/15Q/7)a 500 I

ataque de Keller

¡lcrngraffa 1° 26 ­Prensa3 11(¡ww/¡ww a ¡oox

, Ataque de Keller

119ocncciflu, solamente enana; te fiispuaieza Ge una serie conti­nua "e pr betas tratadas térmicamente, de cumposiciín quími­ca parecian a 1a aleaoiín incígnita porque las variacionesse proflueen en forma muygradual.- fe cualquier mancra, lasexperiencias c;nfirman lo supuesto en la teoría.

El ataque con una solución üe-HF al 0,05% pscaite es­tableCur ñifereneias entre laswprjüetas que han sidJ envejeci­Jas a tenperaturas inferitres al;s lOOSCy las que han siñoÏnVÏjeciüas a temperaturas mayores. Fué descubierto par H.Lay48

Se realiza p)! inmersiín ñurante períuflvs largas atemperatura ambiente, aneuntránñuse gue el de l hara 30 minu­tes es el tienpt Cptimo.La iifcrenciaciín se manifiesta erla aparicíïn fiel líaite ¿el grana en las przbetas envejeciüasa uas ¿e lOOKC,y na aparicion en las envejecidas a temperatu­ra ¿en;r.- Efectivanente, en las prubetas A1 (510 37/7200/7);07(510/37/715Q/v)- ¿13(550/37/7150/7); A5(51 /37 /1oo/7) yB 5(51Q/37/7100/7S el lírite fiel gran, apareció marcado porl neas continuas no puntea?as; en caubio en las probetas Cey 315, envejeciñas a temperatura aabiente, el límite "el gra­no no se uanifesto. ‘

Para Jeterzinar el tamaño fiel grano se ensayaron to­aos los reactivos prepuestos, para ver cual ie ellos daba me­Jores resultaños en nuestras aleaciones.- Dos reactivos A,C,E,mencionaños en la p;.#8 , no ïiero ningún resultado. Taapocolo 416 el ataque sucesivo ac H6Na10%y ¿ciao crónico 5%.- E1El reactivo B, p;.:98, no reveló naaa. El 4o Keller en ciertoscasos actúa bien, en otros falla.para este objeto. El HONa10% y 20% hirvienüo, 4a buenos resultaaos, miGIOBCÓPiCOBs901°no aacroscópicos; asimisao 1a "mezcla áciña" usaña para idau­tificncíón, ña buenos resultaños en algunas oportuniñañeo yfalla en otras.

El reactivo "e Vilella (reactivo D, pg.989 ya mencio­naño y compuesto por:

' 20 %ae aciüo nítrico20 %de áciflo fluorhíflrico60 %Je glicerina

es el que üió resultaüos más uniformes, permitienño una buenaapreciación macroscópica fiel tamaño y microscópica de la Geli­mitación Rel grano.- La fotografía NS 27 ña, a un aumento ño4X, una iñea "el tamaño ¿el grano. Se trata ac la'funñicionB7, atacaña según Vilella y se observa el crecimiento Jentri­tico Je los cristales.- He;os cozprobanoque para nuestro casoel tieapo óptimo 40 ataque por este reactivo es ¿e 4 535., pre­vio calentamiento Qe la probeta ñurantc-lOscg. en agua en e­bullicíon.­

Ln general se observa que el tamaño del grano se re­vela ¿ejor en las probetas tratadas termicamente que en las fun­ñiciones.

Resuaiendo se puefle Gecir que por un mismo ataqueno,se nota üiferencía entre el tamaño "el grano Je la runni­cion para 1a parte "e colaüa, opuesta y ueñia; ni tampoco ,entre el “e las funñieiones y las ñe cualguier tratamiento ter­uico.- Coao se observa en la ¿icro fi afín N2 27, el tamaño ñclgrano es granñe, couo era Ge esperar Qe una funcicion hechaen arena y a temperatura Re colada alta. Sólo hace excepcionla probeta B4(550/7QÁ/15Q/7), cuyo tamaño ñol grano es la mi­tañ Gel ae las Jonás, pero comoya señalamos se trata ña unaprobeta anorzal.

Í La microgragía NC 28 ¿nostra el giano a 34X, obser­vanaose la ’istribucion ze los compuestos, la üiforento colo­

¡icrOgratfa 3° 2?.Probota B 7 (fundacion) a 4 x.

atacada segun Vilella.

Hierografía K° 28.Probeta B 10 (51q432A/15a/94) a 34x.

Atacada segun Vilella.

42!1.racióu-flc los cristales y los característicos poros.—Se tra­

ta ao la probeta Blo(510/37/7150/94).­

Las nicrografías publicaüas fueron obtenidas con glmicros00piv Viokers, ya ñoscrito.- Se usaron placas panorama­ticas Ilforfl rápidas ae 3%por 4%pulgañas, sacando primera­mente una placa He prueba, expuesta en franjas Garante 1,2,3,4,5, y 6 segunüos, con luz ie arco y filtro verac.- Establecido01 tiempo óptimo Ge 4 segunüos para el revelaflor usaüo, se sa­caron todas las placas con 1a misma tócnica.- Se uso un revo-*1a40r 80 contraste normal, recomendaflopor al Servicio Foto­gráfico de las Uniñaües e Institutos Aéreos, oumpuestopor:

A3ua‘( a 52:0) 500 cm3metal 3,1 gr En Cubeta ses03Na2(anh14ro) 90,0 gr ailuye 1:1SOQHNa 2,1 grHitroguinona 5,9 gr Tiempos meñios ae003Na2(anhiñru) 11,5 gr revclaflu en minutosBrK 1,7 gr a 1830_¿_7Agua fría(hasta cumpl. 1 lt. a 218C__5,5

El fijaflor usaño fué una salución ño hiposulfito iesuflio en agua.- Rovclaïor y fijaüor fueran usaüos para placasy cupias. Por tratase Goun revelañor lento se puño grafluarbien el tiempo 40 revelañu "o las copias. Estas fueron tomadasSobre papel Ilfarñ 3 Brasa brillante nurmal, expaniénaose Jeacueré; a 1a intensiñaü Ge las placas.

Se procuró en tcüos los casos que las micrggrafíasfueran una fiel reproflucción ie lo observaño microscopicaments.

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IV. C O N C L U S I 0 N E S .

Trataremos de resumir brevemente las conclusionesobtenidas que puedan ser de utilidad para trabajos de este tiPOw

Para la obtención de resultados comparables debe cui­darse en la fundición: composición uniforme, temperatura defusión y de colada, contaminación y evitar sobretodo, la ab­sorción de gases.

El análisis químico cualitativo de aleaciones purasAl - Cu, da resultados tan inseguras en la revelación de im­purezas que debe reeurrirse al análisis espectrográfico, o uti­1ización de marchas cuantitativas. Conrespecto a estas últimasseñalaremos solamente que la determinación aislada del Cu se­gun el metodo de la A.S.T.M. no es conveniente en caso de alea­ciones simples, por no haber lugar a ventajas sobre métodosespeciales, entre los cuales cabe destacar el de Norwitz.

Durante el tratamiento térmico encontramos de espe­cial importancia la disposición de las probetas en el horno yla forma de calentarlas y la forma de realización del templa­do. El horno debe ser preferentemente eléctrico, con circula­ción forzada de aire y control correcto de temperatura.

En caso de ser torneadas las probetas de tracción,debe cuidarse la eliminación de cualquier marca de la herra­mienta del torno, por esmerilado de la caña. Los diagramas de­berían ser obtenidos en máquinas que al menos en la primer par­te realizen una ampliación de los mismos, pues encaso contra­rio se hacen dificiles las mediciones.

Los tratamientos térmicos efectuados sobre las pro­betas de bajo contenido de Cu (2,3 % ) no ofrecen mayores ven­tajas en el mejoramiento de las propiedades mecánicas, por loque no son recomendables.

Las temperaturas de solubilización hasta 480 90 noejercen mayorinfluencia pero a partir de ella, las ventajascon respecto a las propiedades mecánicas, se hacen notorias,alcanzando su máximoa 510 QC, temperatura a la cual se hallanduplicados los valores de dureza y resistencia a la traccióncon respecto a la fundición para aleaciones que contengan 5,8.‘%de Cu. A partir de esa temperatura, las propiedades mecani­cas se desmejoran, siendo menor su influencia sobre la durezaque sobre la resistencia a la tracción.

El tiempo de solubilización a la temperatura de 51090, perm te obtener los valores máximosa las 37 horas, siendosuperiores las propiedades mecánicas de las aleaciones con 6% de Cu a las del 8 % para ese trampo de solubilización. Tiem­pos mayores tienden a igualar los valores de ambas fundicionesy disminuírlos algo.

Diremosal referirnos a la temperatura de envejeci­miento que a medida que aumenta el porcentaje de Cu, los valo­res máximosde las propiedades mecánicas halladas se desplazanhacia temperaturas inferiores. Para las aleaciones de 6-8 %Culas mayores ventajas del tratamiento térmico de envejecimientose logran a 150 QC, obteniendose casi los mismos valores paraamboslimites de composición. En las mismas,la resistencia a latracción aumenta en un 130 % con respecto a los valores de lafundición, para probetas solubilizadas a 510 QCdurante 37 ho­ras y envejecidas a 150 QCdurante 7 Horas.

La resistencia a la tracción y la dureza aumentanen forma paulatina para las aleaciones con 2,3 de Cu a medi­

1:34a que transcurren las horas 00 envejecimiento a lSOEC. Noocurre así con las aleaciones ie 6-8 % ie Cu en las cualesla resistencia a la tracción alcanza un valor máximoa las7 horas, para nisminuir luego considerablemente, y la ñurezaalcanza el máximoa las 50 horas para mantenerse luego prac­ticamente constante.

Resumienüelas.eon4ieiones mejores flel tratamiento­tórmico ie aleaciones con un porcentaje lel 6-8 fi ie Cu serian:solubilizaeión t 510 QCdurante 37 horas con un envejecimien­to a 15o 2C ’ñurante 7 horas para obtenervalores máximos dela resistencia a la tracción y las mismasconfliciones anterio­res con un envejecimiento Ge SUhoras para los valores maximus.le la propiedad dureza.— En cambio para la aleación con 2,5 oGe Cu las prepieaañes mecánicas alcanzan los valores máximos“cuanflo las probetas han siño solubilizaüas a 510 SC durante37 horas y envejeciüas a 150 SC aurante 96 horas.

Se aprecia una relación entre la cantiña" de Cuilobservaüa metalográficamente y el valor hallaño de las prop 0­üaaes mecánicas. En efecto, cuando se han superaflo las con­ñieiones mejores ñcl tratamiento térmico, no se produce unamayor solubilizacíón ¿e aquél componente, mientras que cuanñono se han alcanzaño los valoresmáximos de las propiedades me­ganieas queda aún por solubilizar una apreciable cantidaá de‘ung.

La observación metalográfica por técnica y reactivoscomunes,no permite ñistinguir diferentes temperaturas y tiem­pos ae envejecimiento, siempre que no sean exageraños. Puedoobtenerse una cierta diferenciación utilizanño el reactivo ¿eKeller y FH 0,05 75. ­

'Estas son las conclusiones más generales, aunque laobservacion y estudio del trabajo en sus sucesivas partespermite sacar otras conclusiones.

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