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JORNADAS SAM/ CONAMET/ SIMPOSIO MATERIA 2003
03-04
COMPORTAMIENTO MECÁNICO EN CALIENTE DE ALEACIONES DE CU
REFORZADAS POR DISPERSIÓN, OBTENIDAS POR MOLIENDA REACTIVA
Palma, R.H.a; Sepúlveda, A.a; Espinoza, R.a; Dianez, M. J.b ; Criado, J. M.b ; Sayagués, M.J.b ,
Ávila, F.a; y García J.a
a
b
Universidad de Chile, Departamento de Ingeniería Mecánica, Beaucheff 850, 4º piso, Santiago, Chile
Instituto de Ciencia de Materiales de Sevilla, Américo Vespucio s/n. Isla de La Cartuja, Sevilla, España.
En el presente trabajo se estudió el comportamiento mecánico en caliente de aleaciones Cu-5v% TiC, Cu-5v%
Al2 O2 y Cu-2.5v% TiC-2.5v% Al2 O3 , preparadas mediante molienda reactiva. El comportamiento mecánico fue
evaluado mediante ensayos de compresión en caliente a 500 y 850ºC, a velocidades de deformación nominal de
10-3 y 10-4 s -1 . Las curvas de esfuerzo-deformación presentan la forma típica de trabajo en caliente: un máximo
inicial seguido de un estado estacionario. La aleación Cu-5v%-TiC fue más resistente que la aleación Cu-5v%Al2 O3 , mientras que la aleación Cu-2.5v% TiC-2.5v% Al2 O3 fue la más resistente al ablandamiento de los tres
materiales en estudio, esto tanto según los resultados de los ensayos de compresión en caliente como los de los
ensayos de dureza tras recocidos.
Palabras claves: Aleaciones de cobre, creep, reforzamiento por dispersión, molienda reactiva
1. INTRODUCCIÓN
Numerosas aplicaciones requieren materiales estables
microestructuralmente y con alta resistencia mecánica
a altas temperaturas, en combinación con alta
conductividad eléctrica y/o térmica. Entre las
aplicaciones más relevantes se incluyen: a) en la
industria electrónica: interruptores de alto desempeño,
electromotores e intercambiadores de calor, y b) en
industrias manufactureras: componentes enfriados
activamente, boquillas de cohetes, cables y alambre
para uso magnético, y puntas de electrodos para
soldadura por resistencia [1]. Para todas estas
aplicaciones, el metal más promisorio es el cobre,
debido a su alta conductividad eléctrica y térmica.
Además, el cobre presenta la ventaja de tener un bajo
módulo de elasticidad, lo que minimiza los esfuerzos
térmicos en estructuras enfriadas activamente [2]. Sin
embargo, requiere considerables incrementos en su
resistencia para satisfacer los requerimientos de diseño
para aplicaciones a altas temperaturas.
La resistencia a alta temperatura de las aleaciones
metálicas se puede aumentar agregando una fracción
baja (0,02 – 0,05) de dispersoides cerámicos. A
diferencia del reforzamiento por solución sólida, las
partículas insolubles solo reducirán la conductividad
eléctrica y térmica dentro de límites prácticos
aceptables. Cuando se refuerza con dispersoides, la
resistencia en caliente se controla por dos
mecanismos: por las interacciones dislocación –
matriz/dispersoide (siendo más efectivos los
dispersoides con una interfase incoherente con la
matriz) [3], diferente de los mecanismos de Orowan;
y por las interacciones entre los dispersoides y los
bordes de grano (siendo más efectivos los dispersoides
con interfase coherente con la matriz) [4]. Una de las
formas de producir e introducir en una matriz de cobre
los dispersoides anteriormente descritos es mediante la
molienda reactiva, donde los polvos son
continuamente mezclados, soldados, deformados en
frío y fragmentados. La molienda reactiva consiste
en alear polvos elementales, en un molino de bolas de
alta energía con una atmósfera y líquido de molienda
determinado, de tal forma que uno de los metales
reaccione con C, O o N formando carburos, óxidos o
nitruros respectivamente. En este proceso se obtienen
aglomerados que pueden ser soluciones sólidas o
mezclas de fases de tamaño micro o nanométrico con
estructura cristalina o amorfa. Este método requiere
que después de la molienda, los polvos sean
consolidados, preferentemente mediante extrusión en
caliente [5].
El objetivo de este trabajo fue estudiar la validez de la
hipótesis de que la combinación de dos tipos
específicos de dispersoides Al2 O3 (incoherente o
semicoherente con la matriz) y TiC (coherente con la
matriz) en una matriz de Cu, produce una mejor
resistencia al creep que cuando sólo un tipo de
dispersoide está presente (Al2 O3 ó TiC), a la misma
fracción en volumen total. Para ello, se evaluó el
efecto de la velocidad de deformación y de la
temperatura de ensayo sobre las propiedades mecánicas en compresión a alta temperatura, de aleaciones
Cu-5%vTiC,
Cu-5%vAl2 O3
y Cu-2,5%vAl2 O3 2,5%vTiC, fabricadas mediante molienda reactiva.
También, para evaluar la resistencia de estas
aleaciones a exposición a altas temperaturas, se les
realizó recocidos de 1 h entre 400 y 900ºC, tras los
cual se les midió la dureza a temperatura ambiente.
2.
METODOLOGÍA
EXPERIMENTAL
Y
PROCEDIMIENTO
Para la fabricación de las aleaciones se mezclaron
polvos de cobre dendríticos (90%p bajo 40 µm) con
151
JORNADAS SAM/ CONAMET/ SIMPOSIO MATERIA 2003
polvos de Ti (bajo 45 µm) y C (polvos de grafito de
tamaño medio de 6 µm) y/o Al (80%p bajo 45 µm)
para formar los dispersoides de TiC o Al2 O3 ,
respectivamente. En la molienda de los polvos de CuTi-C y Cu-Al-Ti-C se usó Hexano (no aporta oxígeno)
como líquido de mo lienda y Nitrógeno (para evitar
una oxidación excesiva) como atmósfera de molienda.
En el caso de los polvos de Cu-Al, se usó Metanol
(aporta oxígeno) y aire (para facilitar la oxidación)
como
líquido
y
atmósfera
de
molienda,
respectivamente.
El molino utilizado está basado en el modelo tipo
Szegvari Attritor Grinding Mill, de 10 cm de diámetro
y 1500 cm3 de capacidad. El contenedor del molino
fue fabricado de acero AISI 316. Todas las moliendas
se realizaron bajo los siguientes parámetros de
operación: Carga de bolas / carga de polvos (BPR), en
peso:10:1; Diámetro bolas de molienda (acero al
carbono):4,76 mm; Velocidad de molienda: 500 r.p.m.
Las moliendas con un solo tipo de dispersoide se
realizaron durante 20 h, mientras que la con dos
dispersoides se hizo durante 10 h.
Los polvos resultantes se encapsularon al vacío y
luego se extruyeron a 750 ºC con una razón 10:1. Al
material consolidado se le midió dureza Rockwell-B y
microdureza Vickers, con una carga de 100 g. Para
evaluar la resistencia al ablandamiento a altas
temperaturas, se realizaron recocidos de 1h a 400, 650
y 900ºC. Las probetas eran cilíndricas con una altura h
= 5 mm y un diámetro D = 7.2 mm.
Los ensayos de compresión en caliente se realizaron
en una máquina Instron modelo TMD, a
dos
velocidades de compresión nominal: 0,005 cm/min y
0,05 cm/min, equivalentes a una velocidad de
deformación real inicial de 0,83×10-4 y 0,83×10-3 s -1 ,
respectivamente; y a dos temperaturas de ensayo, 500
y 850 ºC. La microestructura de los polvos molidos
fue estudiada en un microscopio electrónico de barrido
LEO 4201 , mientras que las aleaciones consolidadas
fueron analizadas en un microscopio electrónico de
transmisión Phillips CM 2002 , equipado con un
sistema EDS (EDAX).
3.1 Microestructura y morfología de los polvos de
aleación
Los polvos obtenidos del Atritor son partículas
altamente aglomeradas, con forma de hojuelas, como
se ve en la Fig. 1(a). En la aleación Cu-Ti-C, se
identificaron partículas nanométricas de TiC de 5 a 15
nm (ver Fig. 1.b) mediante EDX.
3.2 Mediciones de microdureza
Los resultados de la evaluación de la resistencia al
ablandamiento de las aleaciones se muestran en la Fig.
2, donde se observa que los valores de dureza de la
aleación Cu-2,5%vAl2 O3 -2,5%vTiC son mayores que
los del resto de las aleaciones, incluyendo el cobre
2
Universidad Austral, Valdivia, Chile
Instituto de Materiales de Sevilla, Sevilla, España.
puro preparado en las mismas condiciones de
molienda (20 h). Cabe destacar el comportamiento
similar que exhiben la aleación Cu-2,5%vAl2 O3 2,5%vTiC y la aleación Cu-5%vAl2 O3 , en el sentido
de que ambas muestran un aumento de la microdureza
tras un recocido a 650 ºC. Sin embargo, en el caso de
la primera aleación, la microdureza no cae
abruptamente tras un recocido a 900 ºC, como sí
ocurre con la otra aleación.
(a) Polvos de aleación Cu -2,5%vAl2O3-2,5%vTiC
(b) Aleación Cu -Ti-C extruída. TEM
Figura 1. Micrografías de la aleación Cu -2,5%vAl2O32,5%vTiC, y Cu -Ti-C.
3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN
1
03-04
El hecho de que se observen máximos en las curvas de
dureza versus la temperatura de recocido se puede
interpretar como evidencia de la existencia de
fenómenos de precipitación durante el recocido;
además, ello indica que después de la molienda aún
había elementos en solución sólida disponibles para
precipitar durante el recocido. Las mayores durezas
después del recocido mostradas por las aleaciones de
cobre en relación al Cu sin alear, indicarían que el
endurecimiento de las aleaciones se debe
probablemente a la formación de dispersoides,
estables a altas temperaturas, los que dificultarían el
movimiento de dislocaciones, y evitarían el
crecimiento de grano y eventuales fenómenos de
recristalización.
152
JORNADAS SAM/ CONAMET/ SIMPOSIO MATERIA 2003
Aparentemente, la leve disminución de dureza en la
aleación Cu-2,5%vAl2 O3 -2,5%vTiC a 900 ºC, se debe
a que disminuiría la efectividad del endurecimiento
por dispersión de Al2 O3 , pero predominaría el efecto
aportado por los dispersoides de TiC. Esto estaría
avalado por el comportamiento similar de la
resistencia al ablandamiento que se observa entre la
aleación Cu-2,5%vAl2 O3 -2,5%vTiC y la Cu-5%vTiC.
Estos resultados están en buen acuerdo con la
hipótesis de que con la combinación de dos
dispersoides resistentes a diferentes mecanismos de
control de la deformación plástica a altas
temperaturas, se logra un mayor endurecimiento que
en las aleaciones que contienen un solo tipo de
dispersoide, a un mismo valor total de porcentaje en
volumen de ellos, 5%v.
03-04
200
180
160
140
σ
120
100
80
60
Cu-2,5%v Al2O3-2,5%v TiC
40
Cu-5%v Al2O3
20
Cu-5%v TiC
0
0.0
0.1
0.2
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
(a) T Nominal = 500 ºC y
0.8
0.9
1.0
εε
Deformación
ε& = 0,83x10-3 [s -1].
200
180
300
250
160
Cu-2,5%v Al2O3-2,5%v TiC
140
Cu-5%v TiC
120
σ
200
100
150
80
100
60
40
50
20
0
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0
1000
0.0
Temperatura de recocido [ºC]
Cu-2,5%v Al2O3-2,5%v TiC
Cu-5%v TiC
Cu-5%v Al2O3
Cu puro
0.1
0.2
0.3
0.4
0.5
0.6
Deformación
0.7
0.8
0.9
1.0
εε
(b) T Nominal = 850 ºC y ε& = 0,83x10-3 [s -1].
Figura 2. Valores de microdureza obtenidos de las aleaciones según
la temperatura de recocido.
Figura 3. Ensayos de compresión en caliente para Cu2,5%vAl2O3-2,5%vTiC, Cu -5%v TiC y Cu -5%v Al2O3.
3.3 Ensayos de compresión en caliente
Los resultados de los ensayos de compresión de las
diferentes aleaciones a 500 y 850ºC y a las
velocidades de deformación de 10-4 y 10-3 s -1 , se
muestran en la Fig. 3. Las curvas de esfuerzo
deformación para todas las aleaciones en estudio,
muestran la forma típica de materiales que presentan
recuperación dinámica y/o recristalización. Esto es,
después de un máximo inicial, se alcanza un nivel
estacionario de esfuerzos para altas deformaciones,
donde prevalecen las condiciones de creep. Al
comparar las diferentes aleaciones se observa que en
todos los casos, se logran esfuerzos máximos más
altos para la aleación Cu-2,5%vAl2 O3 -2,5%vTiC que
para las otras aleaciones (Fig. 3.a), resultados que
también se detecta para la velocidad de deformación
más lenta (10-4 ).
Por otro lado, para todos los materiales se observa que
al aumentar la temperatura se produce una
disminución del límite de fluencia y de la resistencia
máxima a la compresión. En todas las condiciones de
ensayo (T, ε& ), los mejores resultados de resistencia a
la deformación en caliente se obtuvieron en el caso de
la aleación Cu-2,5%vAl2 O3 -2,5%vTiC; lo que apoya
la hipótesis de la combinación de dos dispersoides
produce mayores resistencias en caliente que la
presencia de uno sólo de ellos.
3.4 Estimación del exponente de esfuerzo aparente
y análisis de los modelos de creep
Aunque sólo se contaba con dos series de datos (σ, ε& )
para cada material y temperatura, se calculó el
exponente nap del esfuerzo, para obtener información
preliminar de su valor, a partir de la expresión clásica
para la velocidad de deformación en función del
esfuerzo, a temperatura constante (Ecuación 1):
n
ε& = Aσ ap
(1)
Donde ε& es la tasa de deformación; σ es el esfuerzo
estacionario alcanzado durante el ensayo (tras la
recuperación y/o recristalización); y A y n son
constantes del material. Los valores estimados del
exponente de esfuerzo aparente, n ap , que se
encontraron para la aleación del presente trabajo, se
comparan con los resultados obtenidos por otros
autores en la Tabla I.
153
Tabla I: Comparación entre el exponente de esfuerzo
aparente (n ap) de este trabajo y de otros.
T [K]
n ap
773
40 – 45
Aleación
Cu-2,5%vAl2 O3 2,5%vTiC (Atritor)
Referencia
Presente trabajo
JORNADAS SAM/ CONAMET/ SIMPOSIO MATERIA 2003
773
26
Cu/10TiC
773
19,4
Glidcop Al-15
Broyles et al. [6]
21 – 76
Cu-2,5%vAl2 O3 2,5%vTiC (Atritor)
Presente trabajo
1123
03-04
Sauer et al. [7]
5. BIBLIOGRAFÍA
Se puede apreciar que los valores de nap encontrados
para la aleación en estudio son similares a los
obtenidos para otras aleaciones reforzadas por
dispersión. En los modelos clásicos de creep, para
metales puros y algunas aleaciones, se tiene que el n ap
varía entre 3 y 8 para el caso de creep por ascenso de
dislocaciones, y nap vale 1 para el caso de creep por
flujo difusional [6]. Los valores relativamente altos de
n en estas aleaciones reflejan la débil influencia de la
tasa de deformación sobre el esfuerzo estacionario.
Además, si se comparan los valores de n ap encontrados
en el presente trabajo con los de creep clásico, se
deduce que los modelos clásicos de creep no son
capaces de explicar el comportamiento de estos
materiales endurecidos por dispersión que exhiben
altos exponentes de esfuerzo aparente.
[1] J. R. Groza, y J. C. Gibeling, Materials Science
and Engineering; A171 (1993); pp. 115 – 125.
[2] I. Anzel, A.C. Kneissl, y L. Kosec, Z. Metalkd.
90, 8, (1999), pp. 621-635.
[3] J. Rösler, y E. Arzt, Acta Metall, 38 (1990), p.
671.
[4] E. Arzt, P. Grahle, Z. Metallkd, 87 (1996), p. 874.
[5] R. Palma, y A. Sepúlveda, Mater. Sci. Forum,
416-418 (2003), p. 162.
[6] S. E. Broyles, K. R. Anderson, J. R. Groza, J. C.
Gibeling, Metall. Trans., 27A, (1996), p. 1217.
[7] C. Sauer, T. Weissgaerber, W. Puesche, G. Dehm,
J. Mayer y B. Kieback, International Journal of
Powder Metallurgy, Volume 33, 1, 1997, pp. 45 –
53
4. CONCLUSIONES
La aleación Cu-2,5%vAl2 O3 -2,5%vTiC tiene mayor
resistencia al ablandamiento y a la deformación en
caliente que las aleaciones Cu-5%vAl2 O3 y Cu5%vTiC. Con esto se valida la hipótesis de que con la
combinación de dos dispersoides que sean resistentes
a diferentes mecanismos de creep, se obtienen mejores
resultados que al incorporar un solo tipo de
dispersoide. Con la adición al Cu-2,5%v Al2 O3 -2,5%v
TiC se obtuvo un efecto de reforzamiento de esta
matriz, tanto a temperatura ambiente como a altas
temperaturas. Esto se atribuye a la formación de
dispersoides cerámicos nanométricos en la matriz de
Cu.
Este comportamiento se explica en términos de que en
la aleación Cu-2.5v% TiC-2.5v% Al2 O3 estarían
operando simultáneamente dos mecanismos de
refuerzo: partículas incoherentes o semicoherentes de
Al2 O3 que limitarían el ascenso de dislocaciones y su
desprendimiento desde la superficie de los
dispersoides; y partículas coherentes de TiC,
observadas por TEM, que limitarían y anclarían el
deslizamiento de bordes de grano [7].
Los exponentes de esfuerzo aparente estimados para la
aleación en estudio, son mayores que los predichos
por los modelos clásicos de creep, y similares a los de
otras aleaciones endurecidas por dispersión.
AGRACEDIMIENTOS
Los autores agradecen el apoyo del proyecto Fondecyt
Nº 1011024 y del convenio CESIC-España/
Universidad de Chile CSIC/2001/02-03. Así también,
los autores agradecen al Prof. R. Silva y al Prof. E.
Zumelzu, de la U. Austral de Chile, por su ayuda en
los análisis de SEM. R. Espinoza agradece la beca de
Doctorado de CONICYT-Chile
154