Doctor en Ciencias de la Ingeniería, Mención Ciencia de los Materiales / En la presente investigación se estudió la influencia de la aleación mecánica, de la composición de los polvos molidos de Mo y Cu, y de los elementos aleantes Ti y Al, sobre los mecanismos de sinterización en fase líquida, densidad, microestructura, propiedades eléctricas, térmicas y mecánicas de estas aleaciones base Mo-Cu. Las aleaciones Mo-Cu tienen muchas aplicaciones en el ámbito industrial, en particular en el área de la electrónica, donde se utilizan principalmente como disipadores de calor y embalaje para circuitos electrónicos. El problema que presentan estas aleaciones radica en la mutua insolubilidad, tanto en estado sólido como en estado líquido, del Mo y del Cu, lo que impide que ocurra la etapa de solución-reprecipitación durante la sinterización en fase líquida. Esto se traduce en la presencia de porosidad en las microestructuras obtenidas y, por lo tanto, en una baja densificación. En la presente tesis se estudiará la factibilidad de que ocurra esta etapa si se parte con polvos de soluciones sólidas fuera del equilibrio de Mo y Cu, obtenidos mediante aleación mecánica. La investigación se llevó a cabo mediante tres etapas. La primera consistió en el desarrollo de aleación mecánica, para determinar la influencia de las condiciones del proceso sobre la composición de los polvos molidos de Mo-Cu. En la segunda etapa, tras compactar los polvos, se realizó la sinterización en fase líquida de los compactos Mo-Cu, para determinar la influencia de la aleación mecánica y de la composición de los polvos sobre la solución-reprecipitación. En la tercera etapa, se adicionaron dos elementos activadores, Ti y Al, a los polvos de Mo-Cu para establecer su efecto sobre la sinterización y densificación. Por último, se analizó el efecto de la microestructura de las diferentes aleaciones Finalmente, tras la caracterización de las muestras se observó que el tiempo de molienda fue insuficiente y se obtuvo una solución sólida parcial entre el Cu y el Mo, un incremento en el tamaño del parámetro de red para ambos, así como conductividades térmicas mayores a las alcanzadas en otras investigaciones, contraponiéndose a los bajos valores de la conductividad eléctrica. Se incrementaron también los valores de la dureza, producto de añadir Al y Ti.

Este trabajo presenta la búsqueda de una solución al reciente desafío tecnológico originado en la fabricación de piezas destinadas a implantes ortopédicos humanos a través del proceso de microfusión en Co-Cr-Mo. El problema se originó por la alteración de la norma ASTM F75 que en su versión 01 modificó la composición química de la aleación, disminuyendo el % de Ni de 1,0% de la versión 98 para 0,5% en la nueva versión y mantuvo sin modificación los requisitos de propiedades mecánicas. Buscando solucionar el problema se estudiaron y desarrollaron experiencias elevando la tasa de enfriamiento y modificando la composición química dentro de lo que la norma permite. El aumento de la tasa de enfriamiento, debido a la disminución de la temperatura del molde cerámico, y la alteración del porcentaje de carbono en el metal líquido, mostraron tener un fuerte efecto en la microestructura y por tanto, en las propiedades mecánicas. La utilización híbrida de las dos vías experimentadas resultó ser la más promisoria. Finalmente en el Anexo 1, se proponen alternativas de procesamientos, como visiones a futuro, todas dentro de lo que la norma acepta y permite; sea el tratamiento térmico de disolución de carburos, la nitrogenación de la aleación vía solido, o la fundición bajo vibración.

No autorizado por el autor para ser publicada a texto completo / Se realizó un análisis estadístico de los valores de la microdureza Vickers obtenidos desde una matriz de Cu con precipitados de fase α rica en Co. Curvas calorimétricas permitieron confirmar la formación de precipitados en el material de estudio, el cual corresponde a una aleación Cu – 2%wt.Co. Se efectuaron 420 medidas de microdureza Vickers con carga 1.96 N aplicada durante 10 s, las medidas de dureza se realizaron a temperatura ambiente en el material previamente sometido a tratamientos de Temple y Envejecimiento. A partir de curvas de microdureza isócronas e isotermales se infirió que el máximo endurecimiento por precipitación en el material ocurre con un tratamiento de envejecimiento a 796 K durante 240 minutos. La máxima dureza alcanzada corresponde a un incremento de un 42% respecto a la condición de Temple. El modelo estadístico que mejor se ajusta al comportamiento de la variable aleatoria (microdureza Vickers) corresponde a una distribución de Weibull de tres parámetros. Esto se demuestra de forma comparativa, a partir de un set de distribuciones, mediante pruebas de bondad de ajuste de Chi – cuadrado, Kolmogorov – Smirnov y Anderson - Darling. Se determinaron los parámetros de la distribución de Weibull mediante el método de Mínimos Cuadrados y mediante el método de Máxima Verosimilitud. Se demuestra que, a diferencia de trabajos similares registrados en la literatura, ambos métodos no son estadísticamente equivalentes para el caso de estudio. Mediante cálculos de intervalos de confianza se establece una medida de la precisión con la cual son estimados los parámetros de Weibull. La mayor dispersión se evidenció por los bajos valores de los módulos de Weibull, éstos se encuentran asociados a los tratamientos térmicos donde se exhibieron los valores máximos de durezas. A su vez, estos máximos de dureza a un cierto tiempo de Envejecimiento se encuentran asociados a un nivel de semicoherencia adecuado para que se dificulte tanto el Corte de Partícula como Orowan, y de esta manera exista un mayor impedimento al deslizamiento de las dislocaciones.

Existe una familia de aleaciones que presentan un comportamiento llamado Memoria de Forma, las cuales después de una deformación plástica, recuperan su forma original. La recuperación se da tras un tratamiento térmico calentando el material produciéndose el Efecto de memoria de forma o EMF o al retirar la carga que produce la deformación al material dentro de un rango de temperatura, fenómeno llamado generalmente súper elasticidad o SE. Ambos tipos de recuperación de la forma tienen origen en la Transformación Martensítica, un cambio de fase que ocurre por efectos de la temperatura o la deformación. La aleación Cu-11,8 %p. Al-0,5 %p. Be presenta el comportamiento de memoria de forma mencionado anteriormente, es por esto que el estudio de esta aleación es interesante debido al amplio campo probable de aplicaciones. El objetivo de esta memoria es estu- diar el efecto de distintos niveles de deformación impuesta por compresión a distintas temperaturas, en el rango superelástico y post-superelástico, y de tratamiento térmicos postdeformación, sobre la microestructura de una aleación superelástica Cu-11,8 %p.Al-0,5 %p.Be. Así, se realizaron ensayos de compresión hasta diferentes valores de deformación (10 valores diferentes) a distintas temper- aturas (5, 20, y 50◦C) y aplicaron tratamientos térmicos a algunas de las probetas deformadas, para evaluar la recuperación en longitud por estos tratamientos. Se analizó por DSC probetas altamente deformadas (15 %), para avanzar en el estudio e interpretación de peaks de transformación encon- trados fuera de las zonas típicas en recientes ensayos de tracción de alta deformación. Además se analizó por microscopia óptica probetas altamente deformadas (12 %), y se determinó la fracción y comportamiento de fases en función de la temperatura del ensayo de compresión. Finalmente se re- alizó un análisis fractográfico utilizando un microscopio óptico estereoscópico. Una vez realizados los ensayos y análisis, se logró concluir una dependencia de la temperatura del ensayo de compre- sión en el comportamiento mecánico y microestructural. Se determinó que el nivel de deformación post-descarga es mayor en los casos que la temperatura del ensayo es menor. Asimismo la concentración de martensita retenida, tiende a aumentar con el aumento de la temperatura del ensayo, debido al aumento de la concentración de dislocaciones a menores temperaturas de deformación. Se determinó que para grandes deformaciones la acumulación de dislocaciones produce que la energía necesaria para lograr la transformación de martensita a austenita aumente considerablemente, además de impedir la transformación de ambas fases a las temperaturas típicas de transformación.

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Magíster en Ciencias de la Ingeniería, Mención Ingeniería Sísmica / Ingeniero Civil / En esta investigación se estudia experimental y analíticamente el comportamiento de placas tipo ADAS, fabricadas de una aleación en base a cobre, frente a desplazamientos perpendiculares a su plano. Estas placas son usadas en dispositivos de disipación de energía sísmica en estructuras civiles. La composición nominal de la aleación es 75.35%p.Cu - 16.90%p.Zn - 7.71%p.Al y corresponde a una de las llamadas Aleaciones con Memoria de Forma (SMA). Se fundieron dos aleaciones (Aleación A y Aleación B), las cuales se forjaron y mecanizaron dejando probetas para ensayar en tracción y placas tipo ADAS. Ambas aleaciones poseen composiciones sólo cercanas a la nominal, pues es difícil controlar la rápida evaporación del Zinc. El tratamiento térmico óptimo para obtener fase austenita o martensita sin aumento excesivo del tamaño de grano en las placas ADAS consistió en el calentamiento del material a 850°C durante 15 minutos para luego enfriarlo en agua a temperatura ambiente; sin embargo, el mismo tratamiento produjo mayor tamaño de grano en las probetas de tracción. En ambas aleaciones se encontró fase martensita a temperatura ambiente, con temperaturas de transformación Mf y Af de 270 y 400°C, respectivamente. Se realizaron ensayos a tracción y ensayos a flexión. En los ensayos a tracción a las probetas, se impusieron ciclos de deformación en tracción pura (evitando compresión) hasta alrededor del 4.0%. Las curvas tensión-deformación obtenidas son características de materiales SMA en fase martensítica. El Módulo de Young es alrededor de 50 [GPa] para la Aleación A y 55 [GPA] para la Aleación B, mientras que la tensión inicial del proceso de demaclado es alrededor de 190 [MPa] y 265 [MPa], respectivamente. En los ensayos a flexión a las placas ADAS, se usaron desplazamientos cíclicos de amplitud creciente entre 0.5 [mm] y 40 [mm], obteniendo ciclos histeréticos estables. A partir de éstos, se calculó la Fuerza Máxima, la Rigidez Secante, la Energía Disipada y la Razón de Amortiguamiento Viscoso Equivalente. Al aumentar el desplazamiento, la Rigidez Secante disminuye asintóticamente hasta valores de alrededor un 40% del valor inicial. Por otro lado, la Fuerza Máxima, la Energía Disipada y la Razón de Amortiguamiento Equivalente aumentan, llegando esta última a valores entre 10% y 15% en todos los casos. La curvatura a lo largo de cada placa ADAS se midió usando strain gauges en las fibras extremas, en 3 posiciones diferentes, resultando, para pequeñas deformaciones, curvaturas constantes tal como lo predice la teoría elástica. Finalmente se observó, con un microscopio óptico de bajo aumento, el tipo de fractura de probetas y placas ADAS, siendo éste intergranular en ambos casos. A partir de los datos obtenidos de los ensayos a tracción, se ajustó un modelo de ley constitutiva multilineal, que se incorporó a un modelo computacional de elementos finitos y fibras para predecir el comportamiento flexural de placas tipo ADAS. El modelo predice de buena forma tanto la Fuerza Máxima como la Rigidez Secante de los ciclos, con errores menores al 7.1% y 7.3%, respectivamente. La Energía Disipada y la Razón de Amortiguamiento Equivalente son sobreestimadas por el modelo para desplazamientos más allá de la fluencia, debido principalmente a la diferencia de rigidez al descargar el material supuesta por la ley constitutiva respecto del resultado experimental. Finalmente, la Rigidez Elástica y la Fuerza de Fluencia calculadas a partir de los ensayos son correctamente predichas por el modelo con errores máximos del 12.5%$ y 22.7%, respectivamente, mientras que las fórmulas teóricas deducidas para placas ADAS estiman tales parámetros con errores máximos del 13.4% y 27.8%.

En esta investigación se estudia el comportamiento de cables fabricados con alambres de una aleación de cobre en forma experimental y analítica. La aleación utilizada, Cu-11.8%p.Al-0.5%p.Be, ha sido estudiada en numerosos trabajos anteriores y, en forma de alambres, exhibe un comportamiento superelástico. En la etapa experimental, se fabricaron cuatro probetas de cables con alambres de 0.5 mm de diámetro recocidos a 700ºC por 20 seg. El tamaño de grano nominal es 60 µm. Dos de ellas estaban conformadas por alambres trenzados y las dos restantes, por alambres dispuestos en paralelo. La configuración escogida para los cables trenzados fue de un único torón formado por un núcleo central de un solo alambre sobre el cual se trenzaron dos capas. La primera consistió en 6 alambres enrollados helicoidalmente con un paso de 20 mm en arreglo derecho. Sobre ésta se trenzó una segunda capa de 12 alambres con un paso de 20 mm en arreglo izquierdo. Los cables fueron ensayados cíclicamente en tracción, siguiendo dos rutinas de ensayo. En la primera, se cicló a una amplitud constante (2%). La segunda consistió en ciclos a amplitud variable y creciente entre el 0.5% y el 8%. Se determinó la rigidez, esfuerzo de transformación, rigidez secante, tensiones máximas y factor de amortiguamiento equivalente para cada probeta en cada ensayo realizado. Para el caso de alambres en paralelo, se obtuvo que los valores calculados concuerdan con las propiedades calculadas en alambres singulares. Para las probetas de cables trenzados, los valores de los parámetros citados disminuyen, salvo el factor de amortiguamiento equivalente, donde la variación no es significativa para ciclos dentro del rango superelástico. El amortiguamiento para ciclos a un 2.2% de deformación es cercano al 2%, y para ciclos al 5% de deformación llega al 4.0% y 4.7% para cables trenzados y alambres en paralelo, respectivamente. El amortiguamiento aumenta con la deformación máxima impuesta en la probeta. Para varios ciclos de carga a un mismo nivel de deformación, el factor de amortiguamiento equivalente disminuye con el número de ciclos. Si la deformación de la probeta está dentro del rango superelástico, el valor del amortiguamiento tiende a estabilizarse y converger. El límite superelástico, determinado a través del análisis de las deformaciones remanentes y del decaimiento en la rigidez en función de la amplitud de cada ciclo, llega al 3%. A partir de los datos obtenidos experimentalmente, se extendió un modelo numérico, que predice el comportamiento de cables sometidos a cargas axisimétricas. La simulación utiliza un modelo de ley constitutiva multilineal. Los resultados analíticos estiman en forma precisa (error del 1%) la disminución en el módulo de elasticidad debido al ángulo de la hélice del cable, respecto de la disminución en dicho parámetro observada experimentalmente; predicen tensión máxima en el cable con un error inferior al 10% y son consistentes con las deformaciones remanentes en la probeta. Sin embargo, el amortiguamiento predicho es inferior al obtenido experimentalmente, debido a que la ley constitutiva considera un tramo perfectamente elástico.

El proceso de fabricación de aleaciones por molienda reactiva de polvos elementales es de interés debido a su capacidad de crear aleaciones tanto con tamaño de grano y de dispersoides cerámicos nanométricos, obteniéndose un material que posee propiedades mecánicas mejores que una aleación similar fabricada bajo métodos convencionales, además de mantener dichas propiedades a altas temperaturas. El presente trabajo es parte del proyecto FONDECYT Nº 1070294, el cuál tiene como finalidad estudiar aleaciones de Cu fabricadas por éste método. Los objetivos de este trabajo son: I) Estudiar y comprender la evolución de la microestructura de las aleaciones Cu-5 %vAl2O3(binaria) y Cu-2.5 %vAl2O3-2.5 %vTiC(ternaria) fabricadas por molienda reactiva de polvos elementales y posterior extrusión en caliente. II) Estudiar la influencia del tiempo de molienda y la composición nominal de los polvos elementales de las aleaciones en su microestructura, tanto después de la extrusión a 750[°C] como después de un posterior recocido a 600[°C], para evaluar su estabilidad a altas temperaturas. Las aleaciones binarias presentaron un tamaño de cristalita de entre 20 a 200[nm] (en forma de polvos), que se observaron por Difracción de Rayos-X (DRX) y Microscopía de Transmisión (TEM). También, se observó la presencia de dispersoides de Al2O3-α y CuO de entre 1 a 5[nm], mediante Difracción de Electrones (DE) y TEM de Alta Resolución. Una vez extruídas, el tamaño de grano se observado por TEM fue de entre 1 y 5 [µm], con subgranos internos de 100[nm], los dispersoides crecieron a aproximadamente 20[nm] y la dureza de la aleación fue medida entre 190 a 220[HV], con una baja de un 5 % aprox. después del recocido. La dureza está dentro de los valores esperados, ya que es bastante superior a la del Cu puro y concuerda con los resultados obtenidos en investigaciones anteriores. También se observó una interfaz Cu/Al2O3-α semi-coherente mediante TEM de alta resolución. Las aleaciones ternarias presentaron un tamaño de cristalita de entre 20 a 100[nm] (en forma de polvos), que se observaron por DRX y TEM. También, se observó la presencia de dispersoides de Al2O3-α, TiO y CuO de entre 1 a 10[nm], mediante DE y TEM de Alta Resolución. Una vez extruídas, el tamaño de grano se observado por TEM fue de entre 1 y 3 [µm], con subgranos internos de 100[nm]. Los dispersoides crecieron a aproximadamente 20[nm] y la dureza promedio medida fue entre 180 a 200[HV], con una baja de un 5 % aprox. después del recocido, para las aleaciones ternarias de 10 y 30 horas. Por otro lado, la aleación molida por 20 horas presentó una dureza de 290 y 260[HV] antes y después del recocido respectivamente. La dureza de las aleaciones de 10 y 30 horas es mucho más baja de lo obtenido en estudios anteriores debido a una formación excesiva de TiO, que aparte de impedir la formación de TiC, no ayudan a detener la deformación plástica. La aleación de 20 horas no presentó un exceso de TiO, y una presencia razonable de TiC, por lo que su dureza es mucho más alta que las demás aleaciones ternarias acá fabricadas. También resultó ser más dura que todas las aleaciones binarias, debido a que posee dos tipos de dispersoides, TiC(coherentes) y Al2O3-α(semi-coherentes) que actúan sobre dos mecanismos distintos de deformación plástica, lo que es más efectivo que tener una fracción en volumen igual de dispersoides, pero de un sólo tipo.

El cobre es un elemento metálico que, se caracteriza por ser uno de los mejores conductores eléctricos y térmicos. Sin embargo, sus propiedades mecánicas son más bien bajas comparado con otros metales. El objetivo general del presente trabajo de título fue estudiar el proceso de precipitación en aleación de Cu - 2% Co (% peso) y su efecto sobre el endurecimiento de la matriz. Para realizar este trabajo se utilizó una metodología que involucró la obtención de muestras y probetas, aplicación de tratamientos térmicos, análisis energético y cinético mediante el uso de Calorimetría Diferencial de Barrido (DSC) y aplicación de los modelos matemáticos Kissinger Modificado y Mehl-Johnson-Avrami (MJA), análisis de segregación de soluto a las dislocaciones y análisis de microdureza Vickers. Las curvas calorimétricas de la aleación templada muestra, la presencia de dos efectos exotérmicos traslapados, en todas las velocidades de calentamiento lineal utilizadas, que pueden ser asociadas a la formación de precipitados en la matriz de cobre, ricos en Cobalto-α. Se puede afirmar que el sistema está gobernado por variables cinéticas más que termodinámicas. La energía de activación es 164,7 y 195,6 [kJ/mol] para las etapas 1 y 2, respectivamente. El valor de la etapa 2 es bastante cercano al teórico, que es de 200,6 [kJ/mol], mientras que el de la etapa 1 es menor, lo que se puede atribuir a la presencia de vacancias introducidas por el temple. Los resultados cinéticos indican que, en el caso de la etapa 1, se está en presencia de un fenómeno de precipitación por nucleación y crecimiento, en cuanto a la etapa 2, se tiene un proceso de crecimiento a partir de núcleos pre-existentes de tamaño no despreciable. En cuanto a la deformación en frío, se llegó a la conclusión que al aumentar esta, se tiende a inhibir la etapa 2 de precipitación, debido a segregación de soluto en las dislocaciones en la etapa 1 donde cuando comienza la precipitación. Por lo tanto, la aleación endurece por dos procesos, formación de precipitados y segregación de estos átomos de cobalto a las dislocaciones, entorpeciendo su movimiento. La microdureza Vickers para el material templado es superior a medida que aumenta la temperatura de envejecimiento, llegado a los 84, 1[HV], en cuanto a el material deformado en frío, se concluye que mientras aumenta la deformación, mayor es la dureza, llegándose a 141,5 [HV] para el caso de 50% de deformación en su espesor. Cabe mencionar que para ambos casos, material templado y sin deformar, la medida de dureza fue 65,8 [HV]. Se concluye que el material endurece por formación de precipitados y además que algunos de estos son segregados a las dislocaciones, lo que también aumenta las propiedades mecánicas.

El estudio de las aleaciones amorfas ha cobrado importancia en la actualidad debido a las singulares propiedades físicas y mecánicas que éstas presentan, como una alta resistencia a la corrosión y buena resistencia mecánica. Recientes estudios efectuados a aleaciones metálicas amorfas de CuZr muestran que éstas poseen ductilidades superiores a otras aleaciones amorfas. El mecanismo de deformación plástica en vidrios metálicos involucra la formación de bandas de corte, y la presencia de nanocristales juega un papel importante en dicho proceso. En el presente trabajo se estudió la cristalización y formación de nanocristales en las aleaciones amorfas Cu-Zr-Al con diferentes porcentajes de aluminio (0, 2.5, 5, 7.5 y 10 % en peso). Las aleaciones producidas mediante atomización en la Universidad de California sede Davis, fueron caracterizadas mediante Difracción de Rayos X (DRX), Calorimetría diferencial de barrido (DSC), nanoindentación y Microscopía electrónica de alta resolución (HR-TEM). Los polvos con las aleaciones para los análisis fueron divididos en 2 tipos: polvos sin recocer, tal como fueron recibidos desde UC Davis, y polvos recocidos, que son los polvos posterior al análisis DSC, en que éstos fueron calentados desde temperatura ambiente hasta 550ºC. A partir de los difractogramas de polvos sin tratamiento térmico, se observó el estado inicialmente vítreo de las aleaciones. Un nuevo análisis DRX a los polvos recocidos reveló la formación de estructuras cristalinas y la presencia del compuesto Cu10Zr7 en todas las aleaciones. De las curvas calorimétricas se observó que las temperaturas de transición vítrea y de cristalización aumentan con el incremento del contenido de aluminio en la aleación. La aleación que presentó el mayor tramo de líquido subenfriado y, por lo tanto, una mayor estabilidad frente a la cristalización fue aquella con un 2.5 % de aluminio. Además esta aleación fue la que liberó una mayor energía entálpica durante la reacción de cristalización, siendo la con mejor habilidad para formar una estructura vítrea. Del análisis energético se obtuvo que la energía de activación para el comienzo de la cristalización aumenta con el contenido de aluminio. Se observó que al aumentar el contenido de aluminio en las aleaciones amorfas, la dureza aumenta. Así es como las aleaciones con 5 y 10% en peso de aluminio presentaron durezas elevadas: 520 y 608 [HV] respectivamente. Estos valores resultan ser muy superiores a los presentados por otras aleaciones metálicas de base cobre. De las observaciones de HR-TEM, se pudo comprobar el estado predominantemente amorfo de los polvos sin recocer a escala atómica. Sin embargo, en estas aleaciones se encontró la presencia de pequeños nanocristales de unos 5 [nm] insertos en la matriz amorfa. Los análisis de espectroscopía de rayos X confirmaron diferencias en la composición química de las zonas amorfas y las zonas cristalinas, siendo estas últimas más ricas en cobre que las zonas amorfas. Las observaciones de los polvos recocidos con 0 y 7.5 % de Al mostraron la desaparición de la estructura amorfa y la formación de cristales de Cu10Zr7 en ambas aleaciones, además de la posible formación del compuesto Al3Zr4 en la aleación con 7.5 % en peso de Al.