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Introducción

El tamaño de grano es un factor clave de la microestructura de los materiales policristalinos (como los metales y cerámicos) que afecta a casi todos los aspectos de su comportamiento físico, mecánico y su respuesta química y bioquímica al medio en el que se encuentra. Los granos o cristales son regiones donde la orientación de los átomos es uniforme y están separadas por fronteras, así como las células dividen un tejido. En metalurgia, la relación de Hall-Petch establece que el esfuerzo de fluencia (resistencia mecánica) es inversamente proporcional al tamaño de grano (BELL y CAHN, 1953). Es decir, a menor tamaño, mayor resistencia a la deformación tendrá un material. Por ende, el control del tamaño de grano durante el procesamiento de los materiales es una de las formas más eficientes para diseñarlos con propiedades específicas.

Una serie de propiedades se optimizan con la reducción del tamaño de grano, por lo tanto el mejoramiento continuo del desempeño de los materiales se busca a través de técnicas que produzcan refinamiento de sus estructuras de grano (ESTRIN y VINOGRADOV, 2013).

La producción de materiales nanoestructurados por deformación plástica severa (severe plastic deformation o SPD, por sus siglas en inglés) es un campo que se ha desarrollado enormemente en años recientes (ESTRIN y VINOGRADOV, 2013; VALIEV et al., 2000; VALIEV et al., 2006; VALIEV y LANGDON, 2006; ZHILYAEV y LANGDON, 2008).

Esto ha ocurrido debido a la capacidad de producir piezas de dimensiones macroscópicas, pero con una estructura de grano de tamaño ultrafino o nanoestructurado, uniformemente distribuida a través del volumen del material. La condición para que un método de deformación plástica se considere como SPD requiere de varias características: (1) que se realice bajo una alta presión, (2) que las dimensiones de la pieza no cambien significativamente y (3) que se produzca una reducción significativa del tamaño de grano (ESTRIN y VINOGRADOV, 2013).

Se ha desarrollado una amplia variedad de procesos de SPD, particularmente la técnica de torsión a alta presión (en adelante HPT, por sus siglas en inglés: high-pressure torsion) la cual ha generado interés en investigadores en años recientes gracias a su capacidad de introducir gran cantidad de deformación en aleaciones y materiales compuestos y, además, ha sido una de las más utilizadas debido a su enorme capacidad de refinamiento de grano y su relativa simplicidad (VALIEV et al., 2006; ZHILYAEV y LANGDON, 2008).

La evolución de la microestructura y de las propiedades mecánicas se acelera cuando el material se procesa bajo torsión a alta presión, lo cual inhibe la falla o fractura y permite reducir el tamaño de grano a muy por debajo de los tamaños obtenidos mediante la deformación convencional. Su aplicación facilita el refinamiento de microestructuras a nivel submicrométrico o nanométrico, y además tiene la capacidad de fragmentar, dispersar e inclusive disolver fases secundarias.

Las aleaciones de aluminio-hierro (Al-Fe) poseen gran potencial debido a que exhiben una alta tasa de resistencia-peso así como otras propiedades interesantes, tales como alta resistencia a la termofluencia y buena conductividad eléctrica y térmica (TOTTEN y MACKENZIE, 2003). La baja solubilidad del Fe en la matriz de Al resulta en la formación de fases eutécticas de tipo intermetálico por debajo de una concentración de ~1.8% de Fe (en peso) durante la solidificación. Una fase secundaria de Al₃Fe se forma en el aluminio a porcentajes mayores de Fe (BELOV, AKSENOV, ESKIN, 2002). Sin embargo, no se ha alcanzado un uso generalizado de hierro como un elemento de aleación dado que las fases secundarias no pueden ser manipuladas fácilmente mediante tratamientos de disolución y envejecimiento que generen precipitados finos. Adicionalmente, las fases intermetálicas son duras y quebradizas, lo que las hace difíciles de controlar por medio de técnicas convencionales de deformación, tales como el laminado y extrusión (BELOV et al., 2002). En este estudio la técnica de HPT se utilizó para controlar la microestructura en una aleación eutéctica de Al-Fe mediante refinamiento del tamaño de grano, dispersión de fases intermetálicas y sobresaturación del Fe en la matriz de Al. Finalmente, se exploró el comportamiento de la aleación con tratamientos térmicos de envejecimiento posteriores a la deformación por HPT para evaluar la mejora y estabilidad de la microdureza y la conductividad eléctrica.

Materiales y estrategia experimental

Aleaciones binarias de Al-Fe con contenidos de Fe de 2% y 4% en peso fueron procesadas por HPT en su estado posterior a la fundición. Las muestras fueron preparadas a partir de lingotes mediante corte por electroerosionado por hilo en forma de discos con un diámetro de 10 mm o de anillos con diámetro exterior de 20 mm e interior de 14 mm, ambos con espesores de 0.9 ± 0.1 mm. En el proceso de HPT una muestra delgada ~ 1 mm de espesor se coloca entre dos yunques fijados a un equipo tipo prensa hidráulica, la cual es capaz no sólo de aplicar altas presiones sino también de rotar el dado inferior. Dado que la muestra queda confinada al espacio entre yunques, la deformación ocurre de forma continua controlando el número de rotaciones del yunque inferior. La Figura 1 presenta un diagrama esquemático del proceso de HPT. La deformación equivalente ε que se introduce en la muestra por el procesamiento HPT está dada por la siguiente relación (VALIEV et al., 2006):

(1)

donde r es la distancia medida desde el centro del disco (o anillo), N es el número de vueltas de torsión y t es el grosor de la muestra. Éstas fueron procesadas por HPT a temperatura ambiente a una presión de P=6 GPa para producir un espesor final de t=0.7 ± 0.1 mm. Las rotaciones del yunque inferior con respecto al yunque superior se realizaron a una velocidad de ω=1 rpm hasta un máximo de N=75 rotaciones. Los tratamientos térmicos subsecuentes se realizaron después de la deformación por HPT en atmósfera convencional a una temperatura de T=200 °C y temple en agua helada. Mediciones de microdureza Vickers se llevaron a cabo a diferentes intervalos de envejecimiento. Adicionalmente se realizaron pruebas de tensión a temperatura ambiente, las cuales utilizaron especímenes miniatura extraídos de los discos procesados por HPT, con dimensiones en la galga de 1.5 mm de longitud y de 0.7x0.6 mm² de sección transversal.


Posteriormente, se cortaron discos con un diámetro de 3 mm de las muestras procesadas por HPT y preparadas mediante electropulido de doble jet para su caracterización por microscopía electrónica de transmisión (MET). Las observaciones y análisis químicos de los especímenes delgados obtenidos de las mismas se realizaron en la Universidad de Lehigh utilizando un instrumento con corrector de aberración esférica JEM-ARM200CF. Este equipo es capaz de obtener resolución atómica tanto en el modo de transmisión como en el de transmisión y barrido.

Asimismo, se llevó a cabo un análisis por difracción de rayos-X (DRX) en especímenes similares a los de microscopía utilizando polvos de LaB₆ como estándar de corrección. La disolución del Fe en la matriz de aluminio se estimó mediante el corrimiento de los picos fundamentales del Al a valores mayores del ángulo de difracción 2θ de acuerdo con la relación establecida para la constante reticular del Al y la solución sólida establecida (TONEJC y BONEFACIC, 1969; JONES, 1983). Finalmente, la resistividad eléctrica se obtuvo por medio del método de los cuatro puntos aplicando una corriente de ±300 mA y midiendo la resistencia a través de especímenes en forma de semianillos con una longitud de 17.8 mm y una sección transversal de 0.3x0.3 mm² que se extrajeron de los anillos procesados por HPT. Por definición, la resistividad eléctrica, ρ, es el inverso de la conductividad y se puede calcular a partir de la siguiente ecuación:

(2)

Donde R es la resistencia en Ohm, A el área transversal y L la longitud del conductor, respectivamente.

Resultados y análisis

La microestructura de fundición


Figura 2. Micrografía óptica de microestructura de muestra de
Al-2% Fe. La Figura 2 muestra una micrografía óptica de la aleación de Al-2%Fe después de fundición. La microestructura está compuesta de una fase primaria de Al rodeada por dos redes eutécticas distintas de las fases Al+Al₃Fe y Al+Al₆Fe, de ~200 nm de grosor. El eutéctico es un tipo de fase en forma de estructura lamelar que se produce a una concentración de 1.8% Fe aproximadamente. El tipo de fases eutécticas está determinado por la tasa efectiva de enfriamiento en el proceso de fundición (BELOV et al., 2002). El análisis de DRX confirmó la presencia de ambas fases en dicho estado. La microestructura con un contenido de 2% Fe proporciona la mejor combinación de propiedades de resistencia y elongación a la fractura en comparación con la aleación que contiene 4% Fe. Esto es debido a que a 2% Fe las fases secundarias son primordialmente eutécticas y por ende no existen inclusiones intermetálicas de mayor tamaño (CUBERO-SESIN, HORITA, 2012; CUBERO-SESIN, HORITA, 2013). Las estructuras de tipo eutéctico fueron fragmentadas, dispersadas y parcialmente disueltas en la matriz de Al después del procesamiento por HPT, lo cual fue confirmado por el análisis de DRX (CUBERO-SESIN, HORITA, 2013).

La microestructura después del procesamiento por HPT


Figura 3. (a) Micrografía óptica de muestra después de procesamiento por HPT N=10 rotaciones (b) Micrografía de MET de campo oscuro mostrando la reflexión de haces difractados de Al (111) seleccionados como se indica por flecha en patrón de difracción en el inserto. La Figura 3(a) expone una micrografía óptica de la muestra de Al-2%Fe después del procesamiento HPT por N=10 vueltas. El refinamiento de grano en la matriz de Al está por debajo de la resolución del microscopio óptico, y lo que se puede observar de la micrografía es una dispersión homogénea de partículas con tamaños menores a 1 μm. La Figura 3(b) ofrece una imagen de MET de campo oscuro obtenida al seleccionar la difracción de parte del primer anillo de difracción de Al (111), como indica la flecha en el patrón de difracción de electrones de área seleccionada (SAED, por sus siglas en inglés), inserto de la Figura 3(b). El tamaño de grano promedio fue de ~130 nm después de procesamiento HPT. Se puede apreciar una distribución completamente aleatoria en la orientación de los granos en el patrón de difracción, donde los haces difractados se distribuyen en forma de anillos.

En la Figura 3(b) se puede observar, indicada por flechas, una dispersión aún más fina de partículas intermetálicas, debido a que su difracción se sobrepone con las reflexiones fundamentales de Al. Su presencia se confirma por la existencia de puntos no pertenecientes a las difracciones fundamentales en el patrón SAED. Sin embargo, al utilizar MET de campo oscuro es difícil distinguir estas partículas de los granos de Al después del procesamiento HPT, pues el tamaño de éstas es del mismo orden de magnitud de la matriz, muy por debajo de los 100 nm.


Figura 4. (a) Imagen de MET de alta resolución de muestra de Al-2% Fe después de procesamiento HPT por N=75 rotaciones y (b) difractograma obtenido de región C. En la Figura 4 se ve una imagen de MET de alta resolución de una muestra con procesamiento HPT por N=75 rotaciones, cuyo análisis confirmó la presencia de fases intermetálicas con tamaños de ~20 nm y semicoherentes con la matriz de Al. La Figura 4(a) es un ejemplo de una interfase de ese tipo, que presenta una región a lo largo de la frontera de dos granos de Al, marcados como A y B. Un difractograma de la región, señalada como C, se obtuvo mediante transformada rápida de Fourier, como se observa en la Figura 4(b), e indica que la estructura cristalina corresponde a la del Al₃Fe monoclínico (BELOV, AKSENOV, ESKIN, 2002).

La microestructura después de envejecimiento

En la Figura 5 se encuentra una imagen de campo claro de MET de una muestra con procesamiento HPT por N=20 rotaciones, envejecida por t=0.25 h a T=200 °C hasta alcanzar el pico de dureza. La estructura de grano ultrafino se mantuvo incluso después del envejecimiento. Los precipitados de tamaño nanométrico son visibles entre los granos de Al, indicados con flechas. La Figura 6 muestra una imagen de mayor magnificación de uno de los precipitados y se presenta una figura reticular de una partícula de ~5 nm de diámetro. La fase cristalina de este precipitado se determinó mediante análisis del patrón de difracción como Al₆Fe ortorrómbico (BELOV et al., 2002). Los planos cristalográficos (020) de la partícula son coherentes con los planos (002) de la matriz.



Figura 6. Imagen de MET de alta resolución de muestra de Al-2% Fe después de procesamiento HPT por N=20 rotaciones y envejecida a T=200 °C (envejecimiento óptimo) correspondiente a un precipitado de Al₆Fe. Propiedades mecánicas y comportamiento térmico

La Figura 7 exhibe los valores de microdureza Vickers graficados en función de la deformación equivalente después del procesamiento por HPT y de envejecimiento. La dureza se incrementa significativamente del nivel de fundición de ~40 HV a un nivel de saturación de ~185 HV, en el que ésta no aumenta más con mayor deformación. De manera monótona, la dureza sube con el tratamiento térmico a un nivel de ~200 HV en el pico de envejecimiento.

Experimentos de dureza por tiempos prolongados revelaron que ésta empieza a disminuir del nivel pico de envejecimiento después de 12 horas. La Figura 8 tiene curvas de ingeniería de esfuerzo-deformación obtenidas como resultado de las pruebas de tracción en muestras procesadas por N=20 rotaciones. Una alta resistencia con buena ductilidad, consistente con los resultados de microdureza, se obtiene por medio del procesamiento HPT. La resistencia se incrementa con el tratamiento de envejecimiento a expensas de un poco de elongación y sus resultados a la fluencia de ingeniería (0.2% YS), resistencia última a la tensión (UTS) y la elongación uniforme y total a fractura, también se incluyen en esta figura.


La solubilidad del Fe, determinada por el análisis de patrones de DRX mediante la medición de la constante de red, a partir de los picos fundamentales de Al, fue estimada, para varias muestras, posterior al procesamiento HPT y al envejecimiento. La disolución de este elemento fue de ~0.5% y ~1% en peso después del procesamiento HPT por N=20 y N=75 rotaciones, respectivamente. Su contenido en la matriz se reduce con el tiempo de envejecimiento a ~0.35% en el comienzo de la disminución de la dureza, lo cual ocurre después de 24 horas de envejecimiento. La descomposición completa de la solución sólida sucede después de 96 horas, donde la dureza alcanza un nivel de ~100 HV y el tamaño de grano aumenta a ~0.5 µm. Estos resultados se corroboraron por medio de mediciones de la resistividad eléctrica. La conductividad eléctrica en IACS% (International Annealed Copper Standard), obtenida a partir de la resistividad, disminuye con respecto a la deformación por HPT y se satura a ~40%. Sin embargo, se recupera considerablemente después de envejecimiento por 0.5 horas a ~55% y ~52% en las muestras procesadas por N=10 y N=75 rotaciones, respectivamente.


Los resultados de este reporte demuestran que las propiedades mecánicas del Al pueden ser mejoradas significativamente con el uso del Fe como elemento de aleación y una ruta de procesamiento del material de: fundición, deformación severa por HPT y envejecimiento. Las partículas intermetálicas en fases eutécticas fueron disueltas preferencialmente y dispersadas en la matriz de Al por deformación. La alta resistencia se obtiene como resultado de la combinación del refinamiento de la estructura en la matriz y de estas partículas. Adicionalmente, el fenómeno de endurecimiento por tratamiento térmico se obtuvo en un sistema tradicionalmente insoluble gracias a la formación de una solución sólida sobresaturada de Fe en Al mediante un procesamiento en estado sólido de HPT. Las observaciones y el análisis por microscopía electrónica mostraron que la precipitación de partículas semicoherentes de Al₃Fe y Al₆Fe ocurrió en la estructura de grano ultrafino y en las fronteras de grano, lo cual posibilita el fenómeno de endurecimiento. Asimismo, se obtuvo una excelente recuperación de la conductividad eléctrica en intervalos cortos de tiempo. La combinación de propiedades mecánicas y eléctricas resultantes, con un tratamiento térmico adecuado, demuestra un potencial no sólo para aplicaciones estructurales de este material, sino también para aplicaciones eléctricas.

Conclusiones

1. Es posible mejorar significativamente las propiedades mecánicas de aleaciones de Al-Fe debido al refinamiento de grano y dispersión de partículas intermetálicas mediante procesamiento HPT.


2. El tamaño de grano en la matriz de Al se redujo a ~130 nm y los compuestos intermetálicos ricos en Fe en partículas de tamaño muy por debajo de 1 μm.


3. La aleación de Al-2 wt%Fe se endurece significativamente con una ductilidad razonable por el procesamiento HPT con respecto a la condición de fundición, lo cual resulta en propiedades mecánicas superiores cuando se compara con aleaciones comerciales de Al.


4. Se obtuvo un endurecimiento adicional mediante envejecimiento artificial a 200 °C, ya que se produjeron nanopartículas semicoherentes de Al₆Fe y Al₃Fe en la condición de envejecimiento óptimo.


5. El endurecimiento por envejecimiento se consiguió en un sistema tradicionalmente insoluble a través de la solución sólida sobresaturada de Fe en la matriz de Al.


6. El análisis de las imágenes adquiridas por microscopía electrónica de transmisión de alta resolución mostró que la formación de precipitados semicoherentes dentro de granos de tamaño ultrafino y en fronteras de grano son responsables del endurecimiento adicional con el tratamiento térmico de envejecimiento.
   

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