Precipitación en aleaciones de endurecimiento por envejecimiento

Precipitación en aleaciones de endurecimiento por envejecimiento

La teoría de la nucleación y el crecimiento que se ha descrito anteriormente puede proporcionar pautas generales para comprender las transformaciones civiles.

Pasemos ahora a considerar algunos ejemplos de la gran variedad de transformaciones civiles que pueden ocurrir en los sólidos, y comencemos con las aleaciones que pueden endurecerse con la edad. Estas aleaciones se caracterizan por diagramas de fase como el que se muestra en la figura 5.1a (i). Dos ejemplos ilustrativos y ampliamente investigados son las aleaciones de aluminio-cobre y aluminio-plata.

5.5.1 Precipitación en aleaciones de aluminio y cobre

Zonas GP

La figura 5.25 muestra el extremo rico en Al del diagrama de fase Al-Cu. Si una aleación con la composición Al – 4% en peso de Cu (1.7% atómico) se calienta a una temperatura de aproximadamente 540 ° C, todo el cobre estará en solución sólida como una fase estable de fcc, y al enfriar rápidamente la muestra en agua allí No hay tiempo para que ocurra ninguna transformación, de modo que la solución sólida se mantenga en gran medida sin cambios a temperatura ambiente. Sin embargo, la solución sólida ahora está sobresaturada con Cu y existe una fuerza impulsora para la precipitación de la fase de equilibrio Cu, CuAl2.

Si la aleación se envejece manteniéndola durante un período de tiempo a temperatura ambiente o alguna otra temperatura por debajo de aproximadamente 180 ° C, se encuentra que el primer precipitado en nuclearse no es θ sino zonas GP coherentes ricas en Cu. (Las zonas ricas en cobre en las aleaciones de Al-Cu fueron detectadas independientemente en 1938 por Guinier y Preston a partir de rayas en los patrones de difracción de rayos X). La razón de esto se puede entender sobre la base de las barreras de energía de activación relativa para la nucleación como se discutió anteriormente. Las zonas GP son completamente coherentes con la matriz y, por lo tanto, tienen una energía interfacial muy baja, mientras que la fase has tiene una estructura cristalina tetragonal compleja que solo puede formarse con interfaces incoherentes de alta energía. Además, las zonas minimizan su energía de deformación al elegir una forma de disco perpendicular a las direcciones 〈100〉 elásticamente suaves en la matriz fcc, Fig. 5.26. Por lo tanto, a pesar del hecho de que la fuerza impulsora para la precipitación de zonas GP (ΔGV - ΔGS) es menor que para la fase de equilibrio, la barrera a la nucleación (ΔG *) es aún menor, y las zonas se nuclean más rápidamente. La microestructura de una aleación de Al-Cu envejecida para producir zonas GP se muestra en la figura 5.30a. Estas zonas tienen aproximadamente 2 capas atómicas de espesor y 10 nm de diámetro con una separación de ~ 10 nm. Las zonas en sí no están resueltas.

El contraste en la imagen se debe a la tensión de inadaptación de coherencia perpendicular a las zonas. Esto distorsiona la red, causando variaciones locales en la intensidad de la difracción de electrones, que a su vez se muestra como variaciones en la intensidad de la imagen. Microestructuralmente, las zonas parecen estar homogéneamente nucleadas, sin embargo, se cree que el exceso de vacantes juega un papel importante en su formación. Este punto será devuelto a más adelante.

Las zonas GP se forman como el primer precipitado durante el envejecimiento a baja temperatura de muchas aleaciones tecnológicamente importantes, especialmente aquellas basadas en aluminio (ver Tablas 5.2 y 5.3). En aleaciones diluidas de Al-Zn y Al-Ag se encuentran zonas GP ricas en Zn y ricas en Ag. En estos casos hay muy poca tensión de desajuste y ΔG * se minimiza mediante la formación de zonas esféricas con una energía interfacial mínima, Fig. 3.39.

Fases de Transición:

La formación de zonas GP generalmente es seguida por la precipitación de las llamadas fases de transición. En el caso de las aleaciones de Al-Cu, la fase de equilibrio θ está precedida por θ ′ ′ y θ ′. El proceso de precipitación total se puede escribir

α0 → α1 + zonas GP → α2 + θ ′ ′ → α3 + θ ′ → α4 + θ

donde α0 es la solución sólida sobresaturada original, α1 es la composición de la matriz en equilibrio con zonas GP, α2 la composición en equilibrio con θ ′ ′ etc.

La figura 5.27 muestra un diagrama esquemático de energía libre para las fases anteriores.

Dado que las zonas GP y la matriz tienen la misma estructura cristalina, se encuentran en la misma curva de energía libre (ignorando los efectos de la energía de deformación, consulte la Sección 5.5.5).

Las fases de transición θ ′ ′ y θ ′ son menos estables que la fase de equilibrio θ y, en consecuencia, tienen energías libres más altas, como se muestra. Las composiciones de la matriz en equilibrio con cada fase, α1α2α3α4, están dadas por la construcción tangente común. Estas composiciones corresponden a puntos en las líneas de solvus para zonas GP, θ ″, θ′ y θ que se muestran en la figura 5.25. La energía libre de la aleación que experimenta la secuencia de precipitación anterior disminuye

Las fases de transición se forman porque tienen una barrera de energía de activación más baja para la nucleación que la fase de equilibrio, por lo tanto, la energía libre de la aleación disminuye más rápidamente a través de las fases de transición que por transformación directa a la fase de equilibrio.

Las barreras de energía de activación más bajas se logran porque las estructuras cristalinas de las fases de transición son intermedias entre las de la matriz y la fase de equilibrio. De esta manera, las fases de transición pueden lograr un alto grado de coherencia y, por lo tanto, una baja contribución de energía interfacial a ΔG *. La fase de equilibrio, por otro lado, generalmente tiene una estructura cristalina compleja que es incompatible con la matriz y da como resultado interfaces de alta energía y una alta ΔG *.

Las estructuras cristalinas de θ ″, θ ′ y 6 se muestran en la figura 5.29 junto con la de la matriz fcc para comparación. θ ″ tiene una celda unitaria tetragonal que es esencialmente una estructura fcc distorsionada en la que los átomos de cobre y aluminio se ordenan en planos (001) como se muestra. Tenga en cuenta que la estructura atómica de los planos (001) es idéntica a la de la matriz, y los planos (010) y (100) son muy similares, aparte de una pequeña distorsión en la dirección [001]. θ ″ se forma como precipitado en forma de placa totalmente coherente con un {001} plano de hábito α y la siguiente relación de orientación con la matriz:

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