La probeta después del temple y antes de la fase de envejecimiento se encuentra con soluto sobresaturado y sus características resistentes son las de la aleación sin envejecer. La metaestalbilidad de la fase sobresaturada es la condición necesaria para poder ser endurecida en el proceso de envejecimiento posterior.
La hipótesis es cierta siempre y cuando la propia dimensión y forma de las partículas precipitadas mantienen continuidad con la estructura cristalina siendo coherente con la misma. La coherencia es el concepto que involucra la continuidad de los planos cristalinos de la matriz de la aleación, aún albergando un núcleo de la fase precipitada por sobresaturación.

Figura 6.17. Partícula precipitada. A) Coherente. B) Incoherente con la estructura cristalina de la matriz.

Si se produjera la discontinuidad de los planos cristalinos en el entorno de la partícula precipitada, incoherencia, el precipitado se comporta como un subgrano dentro del monocristal y su actuación es con efecto de inclusión.
El endurecimiento por precipitación se produce por efecto de las partículas precipitadas que de forma coherente deforman los planos cristalinos de la matriz en el entorno de las mismas.

2.4.1. MECANISMO DE ENDURECIMIENTO.
El mecanismo de Frank-Read justifica como causa del endurecimiento la mayor dificultad que imponen los precipitados al movimiento de las dislocaciones en la fase matriz.
Como en todo proceso de endurecimiento, este es consecuencia del impedimento que experimentan las dislocaciones en su desplazamiento interno. En el caso de precipitación el impedimento no puede ser ocasionado mas que por las partículas precipitadas coherentes. En la figura 6.18. se indica la interacción que puede tener una alineación de precipitados con una línea de dislocación, figura 6.18a.

Figura 6.18. Interacción de una dislocación sobre la línea de precipitados.

La existencia del precipitado coherente con su campo de tensiones alrededor de la partícula obliga a la dislocación a doblarse, figura 6.18b y c, con sucesivas inflexiones. La fuerte doblez de la dislocación puede llegar a unir los extremos alrededor de la dislocación, figura 6.18d, hasta su cancelación, dejando un anillo de dislocación alrededor de la partícula y quedando libre la dislocación para su desplazamiento.
Es evidente que la dislocación ha requerido un incremento de esfuerzo cortante, Dt, para atravesar la línea de precipitados. Y también que la resistencia al deslizamiento se incrementa por la interacción de los anillos de dislocaciones que rodean las partículas. Este es el mecanismo de Frank-Read de endurecimiento por enlazamiento de partículas. Se demuestra por teoría de dislocaciones que el incremento de cortante Dt para atravesar la fila de precipitados distanciados d y fracción volumétrica f, cumple la relación:

(6.3)

donde K1g y Kl son constantes características del cristal.
El precipitado coherente aumenta el esfuerzo cortante requerido para el deslizamiento de las dislocaciones, que deben atravesar los anillos justificados por Frank-Read.

 

2.4.2. CAUSAS DEL SOBRENVEJECIMIENTO.
En la figura 6.19. se indica la correlación entre el número de partículas de tamaños superiores a 5 micras y la dureza correspondiente a diversas condiciones de tiempos y temperaturas de sobrenvejecimiento.
Parece claramente definida la correlación:

(6.4)

lo que significa que el sobre-envejecimiento aporta un crecimiento en la población de partículas precipitadas gruesas. Esto mismo se aprecia en la población observada en microscopía electrónica, pues son observaciones con diferentes medios del mismo proceso.

Figura 6.19. Correlación dureza y nº de partículas para distintas condiciones de sobreenvejecimiento.

Así pues, se observa el aumento del tamaño de las partículas que favorece la formación de subgrano desligado de la estructura cristalina a partir de las partículas coherentes, figura 6.17a. Esto significa la incoherencia entre estructura cristalina de la matriz y del precipitado y la pérdida de las características resistentes favorecidas por los precipitados coherentes.
El ablandamiento por el sobrenvejecimiento es causado por el crecimiento de las partículas precipitadas cuando se transforman en subgranos incoherentes con la estructura cristalina de la matriz, a partir de las coherentes primarias resultantes del envejecimiento.

2.4.3. CAUSAS DE LA INFLUENCIA DE LA TEMPERATURA.
Según la bibliografía propuesta existe una correlación clara entre las partículas precipitadas y la temperatura, en cuanto a formas y dimensiones. Para el caso de las aleaciones de aluminio, son las siguientes:
Precipitado 80 - 150ºC (GP).
Corresponde a los precipitados tipo Guinier-Preston, GP, con forma de disco de diámetro hasta 80 Å, y espesor de 3-6 Å. La composición promedio es del orden del 80% de la composición de la partícula de segunda fase. No puede observarse en microscopía óptica.

Precipitado 150 - 200ºC (q").
Corresponde a los precipitados que proceden de las zonas de Guinier-Preston cuando se inestabilizan por el tiempo que permanecen a las temperaturas. Son denominados fase q" y tienen estructura tetragonal con forma de placa de 300 Å de diámetro y 20 Å de espesor. Sigue no pudiendo observarse por microscopía óptica y sólo puede observarse por microscopía electrónica de transmisión.

Precipitado a 220 - 300ºC (q').
El precipitado denominado q' puede ser observado por microscopía óptica pues alcanza tamaños del orden de 1000 Å, con forma redonda o poligonal. Es de estructura tetragonal con unas dimensiones de a = 4 Å, y su intercara es semicoherente con la matriz.

Precipitado a 400 - 450ºC (q).
Se denomina q con formas redondeadas o poligonales, dimensiones mayores que q' y estructura tetragonal de mayor dimensión, a = 6 Å. Es una partícula incoherente con la estructura de la matriz. Corresponde al precipitado de mayor estabilidad en la estructura cristalina.

Figura 6.20. Secuencia de precipitación de las partículas precipitadas tipo.

 

De acuerdo con esta descripción podemos establecer, figura 6.20, la secuencia de precipitación por las temperaturas alcanzadas. Esto sucede así, pero no es la única forma de evolución, pues ello dependerá de la velocidad de calentamiento, y ya hemos visto que sobre todo los precipitados GP, q" y q' tienen los campos de existencia en temperaturas que se solapan.
En esta figura se ha indicado las micrografías tipo y los niveles de dureza asociados a partir de la dureza HB0 de la aleación después del temple. En el próximo apartado se tratará acerca de la tendencia a la formación de los diversos tipos de precipitado.
Las fases GP y q" corresponden a la etapa de envejecimiento, mientras que las q' y q son específicas del sobrenvejecimiento.

2.4.4. INFLUENCIA DE LA DEFORMACIÓN PLÁSTICA.
La deformación plástica proporcionada entre la etapa de solidificación y la de envejecimiento, figura 6.21, proporciona un incremento de las propiedades resistentes de la aleación.

 

 

 

Figura 6.21. Ciclo de tratamiento de envejecimiento con deformación intermedia entre el temple y el envejecimiento.

 

 

 

 

En la figura 6.22. se ha representado la correlación HB = f(t) para el envejecimiento a 220ºC con y sin deformación plástica, de acuerdo con la experiencia desarrollada.
Puede observarse como los valores de la probeta sin deformación quedan incrementados para las probetas con deformación plástica, con el que mantiene una correlación directa.

En la figura 6.23. se ha referido la correlación HBmax = f(A) para los valores máximos alcanzados por la precipitación. Puede observarse una correlación lineal y directa del tipo HB = a + b×A con cierta tendencia a la amortiguación para altos niveles de deformación plástica.

La deformación plástica intermedia, entre temple y precipitación, aumenta las características resistentes de la aleación que se endurece por precipitación.
El aumento de características observa una correlación lineal y directa con el grado de deformación.

2.4.5. LAS CAUSAS DEL MAYOR ENDURECIMIENTO POR DEFORMACIÓN PLÁSTICA
Podría hipotetizarse que el incremento de dureza DHB se produce tanto por el mecanismo de acritud, DHBA, como por el mecanismo de precipitación, DHBP, mostrándose fiel a la regla de adición.
Sin embargo, el mecanismo real no parece ser tan simple como una aditividad que requiera al menos su justificación. En efecto una acritud previa endurece la probeta pero también puede presentar la recristalización, por efecto de la temperatura de envejecimiento, con la consiguiente eliminación de dislocaciones.
La ley de adición puede justificarse sólo desde la óptica de que los mecanismos de acritud y envejecimiento colaboran de forma conjunta en las mismas causas del endurecimiento. En esta línea podemos suponer que una deformación actúa en el mismo sentido que una velocidad de enfriamiento alta.
En efecto, tanto la velocidad de enfriamiento alta como la deformación plástica dejan en los monocristales de la matriz una población de dislocaciones mayor.
Dislocaciones que al inicio de la etapa de envejecimiento podrían iniciar su desvanecimiento por el inicio de la recristalización, pero que ésta puede ser impedida por las atmósferas de soluto que rápidamente rellenan los espacios vacantes, creando núcleos incipientes con conformación de placas de Guinier-Preston.
En definitiva, se aumenta la población de núcleos, dn, lo que hace conformar una población de núcleos de mayor diámetro, 2r, y menores distancias internúcleos, d.
Estos valores menores de d y r, justifican según la expresión 6.3, el mayor nivel de endurecimiento, Dt, según los mecanismos de Frank-Read.
La deformación plástica justifica el aumento de características resistentes por el incremento de dislocaciones que cobijan a una mayor densidad de núcleos de precipitados.