VasquezMoises-2019-EfectoRefinamientoGrano

Vista previa del material en texto

Determinación del efecto de refinamiento 
de grano con Zr en las propiedades tensiles 
y de dureza en el sistema Cu8Sn fundido en 
moldes de arena bajo norma ASTM B208-
140 
 
Autor 
Moises David Vasquez Romero 
 
 
Universidad de Antioquia 
Facultad de Ingeniería, Departamento de Ingeniería 
de Materiales 
Medellín, Colombia 
2019 
Determinación del efecto de refinamiento de grano con Zr en las propiedades 
tensiles y de dureza en el sistema Cu8Sn fundido en moldes de arena bajo 
norma ASTM B208-140 
 
 
Moises David Vasquez Romero 
 
 
 
 
Informe final de trabajo de grado como requisito para optar al título de: 
Ingeniero de Materiales. 
 
 
 
Asesor. 
 
 
Juan Marcelo Roja Arango, Ph.D 
 
 
 
 
 
Universidad de Antioquia 
Facultad de Ingeniería, Departamento de Ingeniería de Materiales. 
Medellín, Colombia 
2019. 
 
 
AGRADECIMIENTOS 
 
En primer lugar, quiero dedicar este logro a mi familia, especialmente a mi mamá Ena luz 
Romero y mi papá Arcadio Vásquez, quienes hoy ven materializado su sacrificio a lo largo 
de estos años. 
Un agradecimiento muy especial al profesor Marcelo Rojas con quien he compartido una 
excelente amistad y quien ha sido mi tutor durante todo este proceso. 
Al Profesor Marcelo de Aquino Martorano de la Escuela Politécnica de la Universidad de 
Sao Paulo por haber proporcionado el inoculante utilizado para el desarrollo de este 
proyecto. 
Una mención muy especial a Daniel Ramírez, Oscar Ríos, Marco Paniagua, Lizeth 
Giraldo, Mateo Montoya, quienes han aportado de una manera sustancial para que todo 
este proyecto se llevara a buen término. 
Al laboratorio de materiales de la Universidad EAFIT y a Juan Duque por la atención y 
los servicios prestados. 
Al profesor Ricardo Aristizábal y a todo el equipo de trabajo del laboratorio de fundición, 
que con sus aportes facilitaron la realización de este proyecto. 
Al equipo de trabajo del Centro de Microscopía Avanzada de la Universidad de Antioquia, 
por los servicios prestados. 
Un agradecimiento al CODI por el financiamiento del proyecto PR 18-2-02. 
A la profesora Claudia Serna y al grupo GIPIMME por acogerme como miembro y por 
ayudar con el desarrollo de este proyecto. 
A la Universidad de Antioquia que me formó como persona y ahora como un profesional 
integro. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 I 
 
RESUMEN 
 
El refinamiento de grano realizado a través inoculación de aleaciones de bronces 
fosforados as-cast ha sido estudiado durante varios años con el propósito de establecer 
una metodología efectiva que permita obtener aleaciones con estructura de granos 
refinados y sin la necesidad de aplicar tratamientos térmicos a las aleaciones producidas. 
En el presente proyecto se estudió el efecto refinador del zirconio en el tamaño de grano 
y su efecto en las propiedades tensiles y dureza en aleaciones as-cast de bronce 
fosforado (Cu8Sn), para ello se produjeron dos sistemas de aleación Cu8Sn y 
Cu8Sn0,16Zr, esto se realizó por medio de fundición y vaciado en moldes de arena 
aglomerados con resina fenólica, una vez producidas las aleaciones fueron cortadas y 
maquinadas para producir probetas de tensión, con el propósito de realizar ensayos de 
tensión y dureza, además de realizar análisis fractográfico. Los resultados arrojaron que 
la resistencia ultima a la tensión de Cu8Sn0,16Zr es mayor que la de Cu8Sn, al igual que 
el límite de cedencia, el módulo de elasticidad y el esfuerzo de rotura. De igual manera 
se obtuvo una reducción del 55,35% en el tamaño medio de grano en la aleación 
inoculada. Los análisis fractográficos permitieron determinar que la fractura a nivel 
macroscópico de ambas aleaciones es de copa y cono, a nivel microscópico se determinó 
que hubo dos modos de ocurrencia de la fractura: fractura por desprendimiento dendrítico 
y fractura por coalescencia de microcavidades. Ambos modos de fractura son propios de 
aleaciones de carácter dúctil. 
Palabras clave: Inoculación, estructura as-cast, bronces, ensayos mecánicos, 
fractografía 
 
 
 
 
 
 
 II 
 
ABSTRACT 
 
The grain refinement carried out through inoculation of as-cast phosphorus bronze alloys 
has been studied for several years with the purpose of establishing an effective 
methodology that allows to obtain alloys with refined grain structure and without the need 
to apply thermal treatments to the alloys produced. In the present project, the refining 
effect of zirconium on the grain size and its effect on the tensile properties and hardness 
in phosphor bronze as-cast alloys (Cu8Sn) was studied. For this, two Cu8Sn and 
Cu8Sn0,16Zr alloy systems were produced, this was carried out by casting sand mold 
hardened with phenolic resin, once the alloys were produced they were cut and machined 
to produce tension test tubes, with the purpose of carrying out tension and hardness tests, 
in addition to performing fractographic analyzes. The results showed that the ultimate 
tensile strength of Cu8Sn0.16Zr is higher than that of Cu8Sn, as well as the yield strength, 
the modulus of elasticity and the fracture stress. Similarly, a reduction of 55.35% in the 
average grain size in the inoculated alloy was obtained. The fractographic analysis 
allowed to determine that the fracture at the macroscopic level of both alloys is cup and 
cone, at the microscopic level it was determined that there were two modes of occurrence 
of the fracture: dendritic detachment fracture and microvoid coalescence fracture. Both 
fracture modes are typical of ductile alloys. 
Keywords: Inoculation, as-cast, bronzes, mechanical tests, fractography 
 
 III 
 
ÍNDICE DE FIGURAS 
 
Figura 1. Solidificación dendrítica(a) y eutéctica(b). ....................................................... 4 
Figura 2. Formación de microestructuras columnares y equiaxiales dendríticas ............ 5 
Figura 3. Tipos de estructuras de solidificación que pueden ser obtenidas en 
solidificación direccional de aleaciones binarias. ............................................................. 6 
Figura 4. Gráfico esquemático que muestra cómo el rango constitucional afecta el 
crecimiento del grano. La concentración de soluto disminuye de derecha a izquierda en 
la figura [10],[14]. ............................................................................................................. 8 
Figura 5. Curva de tamaño de grano medio con diferentes adiciones nominales de Zr 
para la serie de experimentos de la aleación Cu-8%Sn-0,025%P [2]. ............................ 9 
Figura 6. Macroestructura de la sección longitudinal de lingotes de la aleación Cu-
8%Sn-0,25%P: (a) sin adición de Zr, (b) con adición de 0,08% de Zr [2]. ..................... 10 
Figura 7. Probeta de sección circular con sus respectivas medidas, obtenida bajo 
norma ASTM B208-14[22]. ............................................................................................ 12 
Figura 8. Representación esquemática de la curva esfuerzo vs deformación de un 
material [23]. .................................................................................................................. 14 
Figura 9. Dos tipos de estructuras de algunos metales: a) FCC (Cu, Al, Ni) y b) HCP 
(Mg, Zn) [33] .................................................................................................................. 16 
Figura 10. Superficie de fractura de muestras cilíndricas sometidas a tracción [37]. ... 17 
Figura 11. Micrografías MEB de acero AISI 1008 fracturadas en tensión. Obsérvese 
los hoyuelos equiaxiales en la región central y hoyuelos alargados en las paredes de la 
copa [32]. ....................................................................................................................... 18 
Figura 12. Ejemplos de fracturas de clivaje. a) Límite de torsión, pasos de clivaje y 
patrones de río en una aleación Fe-0.01C-0.24Mn-0.02Si que se fracturó por impacto.b) Lengüetas (flechas) en la superficie de un metal de soldadura de acero Cr al 30% 
que se fracturó por clivaje [34]. ...................................................................................... 19 
Figura 13. Esquema que ilustra la rotura decohesiva a lo largo de los límites del grano. 
a) Descohesión a lo largo de los límites de grano de granos equiaxiales. b) 
Descohesión a través de una fase débil de límite de grano. c) Descohesión a lo largo de 
los límites de grano de granos alargados [34]. .............................................................. 20 
Figura 14. Ruptura decohesiva en una tuerca de acero AISI 8740 debido a fragilización 
por hidrógeno. a) Macrografía de la superficie de la fractura. b) La vista de mayor 
aumento del recuadro está en a) Mostrando una fractura intergranular típica [34]. ...... 20 
Figura 15. Comparación de las resistencias a la tracción y el alargamiento del cobre 
puro en colado (Cu de grano grueso) y NPFG-Cu con diferentes características 
microestructurales [39]. ................................................................................................. 21 
Figura 16. Diagrama de esfuerzo de ingeniería vs Deformación de ingeniería, para (a) 
Zn-0.1%Mg y (b)Zn-0.5%Mg [38]. ................................................................................. 21 
Figura 17. Metodología empleada para el desarrollo del proyecto. .............................. 24 
Figura 18. Molde en arena endurecido con resina: a) molde superior, b) molde inferior, 
c) tapa, d) molde armado y listo para proceso de fundición. ......................................... 26 
 
 IV 
 
Figura 19. Proceso de fundición: a) material fundiéndose en el crisol, b) vaciado del 
baño fundido en el molde, c) vaciado en crisol conectado al termopar, d) vaciado 
completo, se aprecia la solidificación del fundido. ......................................................... 27 
Figura 20. Montaje utilizado para agregar inoculante al baño fundido. a) lámina de 
cobre doblada, contiene Zr, b) barra de grafito utilizada para depositar inoculante. ..... 28 
Figura 21. Montaje utilizado para obtener las curvas de enfriamiento de los sistemas de 
aleación Cu8Sn y Cu8Sn016Zr, conformado por: a) sistema de adquisición de datos, b) 
molde conectado al termopar, c) molde grande endurecido, d) computador portátil ..... 29 
Figura 22. Proceso de corte de Cu8%Sn0Zr y Cu8%Sn0,16Zr: a) corte de los ataques y 
bajante, b) corte por la mitad del bloque, c) quilla cortada del bloque completo, d) lingote 
cortado que será maquinado para obtener probeta. ...................................................... 30 
Figura 23. a) Máquina universal de ensayos Instron® 5984, b) Extensómetro ............ 32 
Figura 24. Montaje para ensayo de tensión, a) probeta cilíndrica maquinada Cu8Sn y 
Cu8Sn0,16Zr, b) montaje para la medición del módulo elástico, c) probeta montada 
parra ensayo de tensión hasta rotura. ........................................................................... 33 
Figura 25. Muestras para análisis fractográfico. a) MEB, b) superfície Cu8Sn(S), 
c) Cu8Sn0,16Zr ............................................................................................................. 34 
Figura 26. Tamaño de grano en orientación longitudinal (lingotes) y orientación 
transversal (cabezas de probeta) .................................................................................. 35 
Figura 27. Ensayo de dureza Brinell a) Maquina universal de ensayo de tensión 
configurada para ensayo de dureza, b) Pieza de Cu8Sn0,16Zr utilizada para medir la 
dureza Brinell. ................................................................................................................ 37 
Figura 28.Curva Esfuerzo-Deformación de los sistemas de aleación con y sin 
inoculante. ..................................................................................................................... 40 
Figura 29. Micrografía de a) Superficie de Cu puro con presencia de oxígeno y b) 
Micrografía de Cu puro con presencia de oxigeno [15]. ................................................ 43 
Figura 30. Micrografías de Cu puro, atacado con cloruro férrico. ................................. 44 
Figura 31. Micrografía MEB Cu8Sn0,16Zr de a) Fase rica Cu-α y b) Espectro de 
energía dispersiva de Rayos-X (EDS). .......................................................................... 44 
Figura 32. Micrografía MEB Cu8Sn0,16Zr de a) Precipitado de Azufre (S) y b) Espectro 
EDS. .............................................................................................................................. 45 
Figura 33. Micrografía MEB Cu8Sn de a) Precipitado de S y b) Espectro EDS ........... 45 
Figura 34. Fractura de copa y cono a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr ................................. 46 
Figura 35. Superficie de fractura a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr ..................................... 46 
Figura 36. Micrografía MEB de las superficies de fractura tomada a X27 a) CuSn y 
b) Cu8Sn0,16Zr ............................................................................................................. 47 
Figura 37. Micrografías MEB a X200 de a) Cu8Sn y b) Cu8Sn0,16Zr ......................... 48 
Figura 38. Micrografía MEB a X1500 de coalescencia de micro cavidades a) Cu8Sn y 
b) Cu8Sn0,16Zr. ............................................................................................................ 48 
 
 
 
 
 V 
 
 
ÍNDICE DE TABLAS 
 
Tabla 1. Datos de diagramas de fase para determinar 𝑄 en aleaciones binarias de 
Cu[19]. ........................................................................................................................... 11 
Tabla 2. Propiedades mecánicas aleaciones CuSn*. .................................................... 15 
Tabla 3. Composición química y aplicaciones de aleaciones Cu-Sn. ........................... 23 
Tabla 4. Carga utilizada para producir los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr
 ...................................................................................................................................... 26 
Tabla 5. Composición nominal de los elementos del sistema de aleación .................... 26 
Tabla 6. Procedimientos metalográficos para análisis macroestructural. ...................... 31 
Tabla 7. Composición química de los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr. ... 35 
Tabla 8. Tamaño medio de grano para los lingotes de Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A . 36 
Tabla 9. Tamaño medio de grano para las cabezas de las probetas de tensión de 
Cu8Sn(S) y Cu8Sn0,16Zr(I)-A ....................................................................................... 36 
Tabla 10. Dureza Brinell de las aleaciones Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr. ............................. 38 
Tabla 11. Resistencia máxima a la tensión, esfuerzo de rotura y alargamiento de rotura 
del sistema de aleación Cu8Sn. .................................................................................... 39 
Tabla 12. Resistencia máxima a la tensión, esfuerzo de rotura y alargamiento de rotura 
del sistema de aleación Cu8Sn0,16Zr. .......................................................................... 39 
Tabla 13. Límite de cedencia del sistema de aleación Cu8Sn ...................................... 41 
Tabla 14. Límite de cedencia del sistema de aleación Cu8Sn0,16Zr ............................ 41 
Tabla 15. Coeficiente de endurecimiento para Cu8Sn. ................................................. 42 
Tabla 16. Coeficiente de endurecimiento para Cu8Sn0,16Zr........................................ 42 
Tabla 17. Valores consolidados de propiedades mecánicas de Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr.
 ...................................................................................................................................... 42 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 VI 
 
TABLA DE CONTENIDO 
 
 
1. INTRODUCCIÓN ......................................................................................................1 
2. OBJETIVOS .............................................................................................................. 3 
3. MARCO TEÓRICO ................................................................................................... 3 
3.1 Teoría de la solidificación (Kurz y Fisher [5]) ...................................................... 3 
3.2 Estructuras de solidificación (Flemings [6]) ........................................................ 5 
3.3 Refinamiento de grano en aleaciones de cobre ................................................. 7 
3.3.1 Teoría de factor de restricción de crecimiento ........................................... 10 
3.4 Propiedades mecánicas y dureza de bronces al estaño .................................. 11 
3.4.1 Ensayo de tensión ..................................................................................... 12 
3.4.1.1 Curva esfuerzo-deformación ...................................................................... 12 
3.4.2 Ensayo de dureza ...................................................................................... 14 
3.4.2.1 Ensayo de dureza Rockwell (HR) .............................................................. 14 
3.4.2.2 Ensayo de dureza Brinell (HB) ................................................................... 15 
3.4.3 Análisis fractográfico .................................................................................. 15 
3.4.3.1 Superficies de fractura ............................................................................... 18 
3.4.3.1.1 Ruptura de hoyuelos ............................................................................... 18 
3.4.3.1.2 Clivaje ..................................................................................................... 18 
3.4.3.1.3 Ruptura decohesiva ................................................................................ 19 
3.4.4 Aplicaciones y propiedades de las aleaciones de Cu ................................ 23 
4. METODOLOGÍA ..................................................................................................... 24 
4.1 Búsqueda bibliográfica ..................................................................................... 25 
4.2 Preparación de las aleaciones ......................................................................... 25 
4.2.1 Simulación y modelado .............................................................................. 25 
4.2.2 Elaboración de los sistemas de aleación ................................................... 26 
4.2.2.1 Sistema de aleación Cu8%Sn: ................................................................... 27 
4.2.2.2 Sistema de aleación Cu8%Sn0,16%Zr: ..................................................... 28 
4.3 Caracterización química, macro y microestructural .......................................... 29 
4.3.1 Corte y obtención de lingotes de las piezas fundidas ................................ 29 
4.3.2 Determinación del tamaño de grano medio ............................................... 30 
 
 VII 
 
4.4 Propiedades mecánicas ................................................................................... 31 
4.4.1 Ensayo de tensión ..................................................................................... 31 
4.4.2 Ensayo de dureza ...................................................................................... 33 
4.4.3 Fractografía................................................................................................ 33 
5. RESULTADOS Y ANÁLISIS ................................................................................... 34 
5.1 Composición química de los sistemas de aleación por espectrometría de 
emisión óptica ............................................................................................................ 34 
5.2 Tamaño medio de grano .................................................................................. 35 
5.3 Ensayo de dureza ............................................................................................. 37 
5.4 Ensayo de tensión ............................................................................................ 38 
5.5 Análisis de Fases y precipitados ...................................................................... 43 
5.5.1 Análisis por microscopia óptica .................................................................. 43 
5.5.2 Análisis por microscopia electrónica de barrido ......................................... 44 
5.6 Fractografía ...................................................................................................... 46 
6. CONCLUSIONES ................................................................................................... 49 
7. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS ........................................................................ 50 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
1 
 
1. INTRODUCCIÓN 
El cobre es un metal no férreo que en estado puro o no aleado posee ciertas propiedades 
que lo hacen candidato a ser utilizado para diferentes tipos de aplicaciones en la industria. 
Sin embargo, el máximo potencial del cobre se obtiene cuando se alea con metales tales 
como zinc (latones), estaño (bronces), aluminio, silicio, níquel etc. Hay un número 
bastante grande de familias de aleaciones de cobre, que cubren un amplio rango de 
aplicaciones a nivel industrial, dado que sus propiedades como la conductividad eléctrica, 
resistencia a la corrosión, resistencia al desgaste, entre otras, permiten un uso muy 
variado del cobre y sus aleaciones para suplir necesidades que otros metales no pueden. 
Las aleaciones de cobre tienen una gran importancia en la fabricación de productos 
metálicos que necesitan de resistencia a la corrosión y/o alta conductividad térmica y 
eléctrica. Las microestructuras de estas aleaciones y en particular la estructura en bruto 
de solidificación (as-cast), tiene una estrecha relación con dichas propiedades requeridas 
en servicio o con las propiedades necesarias para procesos posteriores de conformación. 
Estas aleaciones son utilizadas intensamente por la industria en la construcción de 
dispositivos como válvulas, estructuras de bombas hidráulicas, rodamientos, 
componentes eléctricos y de transferencia de calor. 
La producción minera de cobre alcanzó a nivel mundial 22,286 toneladas cortas para el 
año 2016. Solamente en Estados Unidos se produjeron para ese mismo año 1,575 
toneladas cortas [1]. Esto muestra la gran importancia de la producción de cobre en la 
industria y es un llamado a desarrollar métodos o técnicas que permitan potenciar las 
prestaciones mecánicas de estas aleaciones. A partir de esa necesidad se ha venido 
investigando y desarrollando en la academia bronces al estaño refinados durante el baño 
fundido por medio de la adición de zirconio como agente inoculante [2]. Este agente 
inoculante proporciona partículas de zirconio con tamaños nanométricos entre 3-4nm de 
diámetro, las cuales promueven la formación de nuevos núcleos de la fase primaria y el 
crecimiento de múltiples granos en el interior de la aleación, reduciendo el tamaño de 
grano de la microestructura as-cast hasta en un 90%, llegando a alcanzar un tamaño de 
grano de hasta 100µm. Esta reducción en el tamaño de grano de la aleación podría 
generar una mejora sustancial de las propiedades mecánicas, aumentando la dureza y 
la resistencia a la tracción. 
Los procesos de refinamiento de grano de aleaciones de aluminio, zinc y magnesio llevan 
muchas más décadas de desarrollo y estudio que las relacionadas con las aleaciones de 
cobre, esto comprende el estudio de los procesos de solidificación de las aleaciones de 
aluminio que quizás son las más estudiadas debido a que la industria ha mostrado mayor 
interés por esta aleación, debido a su ductilidad, baja densidad y que presenta buenas 
propiedades mecánicas, que permiten su uso en varios sectores industriales,siendo el 
sector aeroespacial y automotriz de los más sobresalientes. 
 
2 
 
El estudio de los procesos de solidificación de las aleaciones de cobre se ha venido 
realizando muchas veces haciendo un paralelo con los procesos del aluminio, debido a 
las similitudes en la parte cristalográfica y de ordenamiento atómico que presentan ambos 
elementos, da cuenta esto que los investigadores al desarrollar sus teorías buscan que 
estas se puedan expandir a más sistemas de aleaciones y no que se centren en un solo 
elemento en específico, pues esto le da mayor validez y mayor aceptación en la 
comunidad científica. 
El proceso de solidificación es una de las rutas importantes para producir materiales, 
especialmente metales y aleaciones. Las condiciones para la transformación de líquido a 
sólido, como el gradiente de temperatura y la tasa de crecimiento, varían de un proceso 
a otro y es un proceso también en función del tiempo y el espacio. Estas variaciones junto 
con las diferentes composiciones de aleación conducen a una multitud de 
microestructuras y, por lo tanto, al comportamiento del material. Una transición importante 
que debe controlarse bien es la llamada transición de columnar a equiaxial[3]. 
Cibula[4], fue quizás de los primeros investigadores que desarrollaron sus teorías de 
refinamiento de grano en cobre y sus aleaciones, este gran pionero sentó un precedente 
importante, lo que impulsó a que más investigadores lo precedieran, creando así una 
línea investigativa fuerte y que ha despertado el interés de muchos, debido al potencial 
que ofrece en cuanto a resultados, avances y comprobaciones, se refiere. La línea 
investigativa en la parte de solidificación y refinamiento de grano se debe seguir 
alimentando, pero es igualmente importante dirigir esfuerzos para profundizar en las 
propiedades mecánicas de las aleaciones estudiadas, como se pretende hacer en este 
trabajo con las aleaciones de bronces al estaño inoculadas con zirconio, buscando con 
esto establecer procesos reproducibles a mediana y gran escala, donde se economicen 
gastos y sobre todo determinar los beneficios y/o ventajas de las aleaciones refinadas 
que se produzcan. 
Este trabajo comprende dos etapas fundamentales, la primera de ellas se centra en el 
diseño de las aleaciones y fabricación de los cuerpos de prueba para ensayos de tensión, 
los sistemas de aleación propuestos son bronces al estaño así: Cu8%Sn con y sin 
refinamiento de grano. La segunda etapa comprende la realización de ensayos 
mecánicos estandarizados de dureza y de tensión, la caracterización microestructural por 
vía metalográfica de las aleaciones, identificación de fases, medición del tamaño de 
grano y su relación con las propiedades valoradas en la primera etapa. Posteriormente 
se llevó a cabo un estudio fractográfico de las superficies de fractura de las aleaciones 
sometidas a tensión con el fin de identificar el tipo de fractura de los cuerpos de prueba 
y con ello sacar conclusiones respecto al beneficio de inocular las aleaciones con las 
partículas de zirconio. 
 
3 
 
Los resultados contribuyen a dilucidar el comportamiento de estas aleaciones as-cast y 
los posibles beneficios asociados a su inoculación, siendo estos inéditos, debido a que 
en la bibliografía especializada no se encuentran reportes de las propiedades mecánicas 
de los bronces al estaño que se estudiaron. 
 
2. OBJETIVOS 
General 
Determinar el efecto en las propiedades tensiles y de dureza en el sistema de aleación 
Cu8Sn refinado con Zr fundido en moldes de arena bajo norma ASTM B208-14. 
Específicos 
• Evaluar los efectos del tamaño de grano en las propiedades tensiles y la dureza 
de los sistemas de aleación mencionados en el objetivo general. 
• Determinar las posiciones geométricas óptimas del molde, para la elaboración de 
las probetas requeridas para los ensayos de dureza y tracción, que permitan la 
valoración adecuada de las propiedades mecánicas de estas aleaciones. 
• Identificar el mecanismo de fractura asociado a la superficie de los cuerpos de 
prueba sometidos a ensayos de tensión de los sistemas de aleación mencionados 
en el objetivo general. 
 
3. MARCO TEÓRICO 
3.1 Teoría de la solidificación (Kurz y Fisher [5]) 
En metales puros o aleaciones de fase simple, los núcleos crecen en cristales esféricos 
que rápidamente se vuelven inestables y dendríticos en su forma. Estas dendritas crecen 
libremente en la masa fundida y finalmente chocan entre sí. En un metal puro después 
de la solidificación, no quedarán rastros de las propias dendritas, aunque sus puntos de 
choque serán visibles como los límites del grano. En una aleación, las dendritas 
permanecerán visibles después de revelar la estructura, debido a las diferencias de 
composición local (microsegregación). En aleaciones eutécticas, una segunda fase 
pronto se nucleará en el núcleo inicial de una sola fase. Los granos eutécticos continúan 
creciendo en una forma esencialmente esférica. En un fundido, ambas formas de 
crecimiento, dendríticas y eutécticas, a menudo se desarrollan juntas (Figura 1). Hay que 
tener en cuenta que cada grano se origina en un solo núcleo. 
 
4 
 
 
Figura 1. Solidificación dendrítica(a) y eutéctica(b). 
 
Para el caso de un metal hipotético, la nucleación comienza con algún grado de 
subenfriamiento que generalmente es muy pequeño en situaciones prácticas. El número 
inicialmente pequeño de granos que comienzan a crecer no modifica de manera 
apreciable la velocidad de enfriamiento impuesta por el flujo de calor externo. El aumento 
del subenfriamiento tiene el efecto de aumentar notablemente el nivel de nucleación, y 
también la tasa de crecimiento. La velocidad de solidificación se aproxima a un valor 
máximo cuando el flujo de calor interno, que es proporcional al calor de fusión latente y 
la velocidad de transformación del volumen, es igual al flujo de calor externo. 
Durante la solidificación, el calentamiento ocurrirá cuando el calor latente de fusión sea 
menor que cero (<0), a la ocurrencia de este fenómeno se le conoce como recalescencia, 
 
5 
 
que no es más que el aumento de calentamiento cuando se produce un cambio de fase, 
en este caso se da un aumento de temperatura del sistema. 
En la interfaz sólido/líquido del fundido ocurren varios fenómenos, uno de ellos es el 
subenfriamiento constitucional (o superenfriamiento, en la literatura ambos términos se 
utilizan por igual), que surge debido a la segregación de los elementos de aleación y que 
se da por delante del frente de solidificación, es decir la interfaz sólido/líquido, esta 
inestabilidad termodinámica es necesaria para que se dé la formación de los primeros 
núcleos, en el que ocurren transiciones entre diferentes estructuras, tal es el caso de 
transiciones de estructuras celulares a columnares y de columnares a dendríticas (Figura 
2). 
 
 
Figura 2. Formación de microestructuras columnares y equiaxiales dendríticas 
 
3.2 Estructuras de solidificación (Flemings [6]) 
Dentro de la zona sólido/líquido ("zona blanda"), se forman y crecen nuevas dendritas; 
con orientación aleatoria. Además de la zona líquido-sólido, también puede existir una 
zona completamente líquida (en la región de la colada o lingote a temperatura más alta) 
y una zona completamente sólida (en la región a una temperatura más baja). En algunos 
casos, las tres regiones nunca existen simultáneamente. Las dendritas que se forman en 
la zona blanda en la solidificación dendrítica equiaxial surgen a partir de un mecanismo 
de nucleación heterogéneo, o de un mecanismo de "multiplicación de dendritas". Si los 
núcleos heterogéneos presentes no son demasiado potentes y se minimiza la 
multiplicación de dendritas (minimizando la convección y / o manteniendo un gradiente 
de temperatura pronunciado), se obtiene un crecimiento dendrítico columnar alineado 
(Figura 3). Si la aleación se agita muy vigorosamentedurante al menos las primeras 
 
6 
 
etapas de la solidificación, la "multiplicación de la dendrita" ocurre a tal punto que ya no 
se obtiene la estructura dendrítica habitual. 
 
 
Figura 3. Tipos de estructuras de solidificación que pueden ser obtenidas en 
solidificación direccional de aleaciones binarias. 
 
El espaciamiento del brazo de la dendrita en una aleación determinada se encuentra que 
depende fuertemente, y únicamente, de la velocidad de enfriamiento y no varía mucho 
de una aleación a otra. La importancia del espaciamiento del brazo de la dendrita es que 
las propiedades mecánicas y de otro tipo de una variedad de aleaciones fundidas, y del 
material forjado producido a partir de lingotes fundidos, se encuentran que dependen 
fuertemente del espaciado entre los brazos de la dendrita. Las aleaciones forjadas de 
alto rendimiento de alta calidad ahora se fabrican mediante procesos o utilizando 
controles de proceso para lograr un espaciado fino entre los brazos de la dendrita, siendo 
ejemplos particulares las aleaciones de aluminio de alta resistencia y los aceros para 
herramientas de alta calidad. 
 
 
7 
 
3.3 Refinamiento de grano en aleaciones de cobre 
Es bien conocido que el refinamiento de grano en los metales produce las siguientes 
ventajas: mejores propiedades de flujo, menor tendencia al agrietamiento en caliente, 
mejor calidad superficial de las piezas moldeadas, mejor alimentación y consolidación, 
debido al aumento de la contracción del volumen; mejora en las propiedades mecánicas, 
físicas y electroquímicas; reducción en la necesidad de post-tratamiento termomecánico 
(trabajo y recocido) [7]. Este refinamiento del grano tiene efectos beneficiosos sobre el 
acabado superficial y las propiedades de moldeo, ej. la alimentación mejorada de líquido 
a través de la zona blanda conduce a una reducción en la porosidad general y poros más 
finos [8],[9]. El refinamiento del grano se ha utilizado ampliamente en la investigación y 
la industria para lograr estructuras de granos equiaxiales (o casi equiaxiales) distribuidas 
de manera uniforme. El refinamiento de granos no solo tiene influencias positivas en el 
refinamiento microestructural y la moldeabilidad (es decir, la transición de columnar a 
equiaxial), también mejora las propiedades mecánicas (como la ductilidad y la 
resistencia) de los materiales metálicos colados / forjados [10],[11]. 
Los dos métodos más comunes para refinar los granos de metales fundidos son la 
nucleación dinámica y la inoculación. Este último, que se practica ampliamente en la 
industria, logra el refinamiento del grano a través de refinadores de grano aditivos en el 
metal fundido. Cuando se logra un subenfriamiento crítico, las partículas nucleantes 
potenciales inducirán el refinamiento del grano mediante una nucleación heterogénea 
mejorada. Estas partículas nucleantes pueden liberarse de los refinadores de grano o 
formarse in situ durante la solidificación [7],[10],[11]. 
El refinamiento de grano en las aleaciones de cobre es fuertemente dependiente del 
sistema de aleación, el rango de elementos aleantes y de las condiciones de 
fundición[12]. Las observaciones sobre el refinamiento del grano de aleaciones ligeras 
sugirieron que el enfoque más rentable sería la introducción de partículas finas en 
fundidos de aleación de cobre, que podrían actuar como núcleos durante la solidificación. 
La propiedad más importante requerida en un compuesto de nucleación parece ser que 
su red debe ser similar en estructura y dimensiones, al menos en ciertos planos, a la de 
los cristales que se refinarán, y de esto se concluyó que los nitruros, los carburos y 
boruros de varios metales de transición pueden formar partículas de nucleación 
adecuadas [4]. 
El refinamiento del grano puede producirse en varias aleaciones de cobre coladas 
mediante la introducción de partículas finas que cristalizan en nucleación; se han 
seleccionado varios compuestos de nucleación adecuados que tienen estructuras 
reticulares similares a las soluciones sólidas ricas en cobre, que provocan un marcado 
refinamiento tanto en aleaciones fundidas en arena como en aleaciones enfriadas. Las 
mediciones de tamaño de grano y subenfriamiento han demostrado que los núcleos son 
 
8 
 
completamente efectivos solo cuando están presentes elementos de aleación que 
retardan el crecimiento de dendritas de solución sólida estableciendo gradientes de 
concentración alrededor de ellos en la masa fundida, y permitiendo que otros cristalitos 
sean nucleados. El refinamiento de grano marcado se produce en fundiciones de bronce 
mediante adiciones de 0,03% o más de zirconio, 0,2% o más de titanio, o 1,0% o más de 
hierro. El efecto de las adiciones de zirconio es casi independiente de la temperatura de 
calentamiento hasta al menos 1180ºC y es mayor cuando el contenido de estaño o estaño 
+ plomo supera el 2-4% y el carbono o nitrógeno está íntimamente en contacto con la 
masa fundida durante o después de la desoxidación [4]. 
Además de las partículas nucleantes, los elementos segregados también son críticos 
para lograr el refinamiento del grano. Solo solutos específicos pueden inducir un 
refinamiento notable del grano; otros pueden tener un efecto marginal [10]. La 
segregación de los solutos contribuye al refinamiento del grano de dos maneras. Uno es 
CS (subenfriamiento constitucional), que proporciona una fuerza impulsora 
termodinámica adicional para la nueva nucleación en la zona CS [10],[13]. El otro es el 
soluto segregado frente al interfaz sólido/líquido (S / L), que restringe el crecimiento de 
los granos formados previamente [10]. 
La Figura 4 indica que, a baja concentración de solutos, la microestructura as-cast es 
controlada térmicamente por granos columnares. A medida que aumenta la 
concentración de soluto, el crecimiento columnar controlado térmicamente pasará a 
crecimiento equiaxial controlado por difusión. Incrementar aún más la concentración de 
soluto disminuye el radio de la punta de la dendrita. Cuando el radio de la punta de la 
dendrita finalmente disminuye a un valor crítico, el efecto capilar comienza a dominar 
gradualmente y luego aumenta la tasa de crecimiento, lo que puede perjudicar el 
crecimiento de los granos equiaxiales [10],[14]. 
 
 
 
Figura 4. Gráfico esquemático que muestra cómo el rango constitucional afecta el 
crecimiento del grano. La concentración de soluto disminuye de derecha a izquierda en 
la figura [10],[14]. 
 
9 
 
En general, el refinamiento del grano de bronces al estaño se puede conseguir mediante 
procesos de inoculación con zirconio durante la fundición [2]. Al igual que con las 
aleaciones de aluminio, el refinamiento del grano en las aleaciones de cobre también se 
puede lograr mediante enfriamientos rápidos, vibración mecánica o por efecto de 
restricción del crecimiento dendrítico. Además, muchas aleaciones comerciales de cobre 
tienen suficiente soluto (zinc, aluminio, hierro, estaño) para incrementar el 
subenfriamiento constitucional durante la solidificación [15]. 
En el trabajo de Couture y Edwards [16] se ha reportado que con la adición de agentes 
de nucleación tales como el zirconio y boro se ha disminuido satisfactoriamente el tamaño 
de grano en aleaciones 88Cu-10Sn-2Zn, 80Cu-10Sn-10Pb, 85Cu-5Sn-5Pb-5Zn y con 
tenores variables de zirconio de aproximadamente 0,02% a 0,04%. Esta investigación 
reportó que la disminución del tamaño de grano incrementa la resistencia a tracción y el 
límite de fluencia y disminuye el porcentaje de elongación. 
Investigaciones de mayor profundidad llevadas a cabo recientemente por Rojas Arango 
[2], de procesos de refinamiento de grano de aleaciones cobre-estaño han revelado que 
con la adición de zirconio se han logrado reducir hasta en un 90% el tamaño del grano 
de la aleación, con porcentajes de zirconio en un rango entre 0,04 y 0,4% pero no se 
conoce ésteefecto de refinamiento en la000 , propiedades mecánicas del material. La 
Figura 5 presenta la relación de tamaño de grano de la aleación Cu8%Sn con diferentes 
tenores de Zr, el resultado de este estudio mostró que las adiciones crecientes de Zr 
tornan la estructura de granos equiaxiales cada vez más fina, alcanzando un tamaño 
medio de grano mínimo de 180 m para un tenor nominal de 0,24%Zr. 
 
Figura 5. Curva de tamaño de grano medio con diferentes adiciones nominales de Zr 
para la serie de experimentos de la aleación Cu-8%Sn-0,025%P [2]. 
 
 
10 
 
En la Figura 6 se puede observar un ejemplo del potencial de refinamiento en la 
macroestructura de granos de la aleación Cu8%Sn, debido al efecto de la adición de 
0,08%Zr (%peso). El tamaño de grano fue reducido de 4,3 mm a 0,58mm, una reducción 
de aproximadamente un 90%, la cual fue atribuida a un mecanismo de nucleación 
heterogénea de la fase primaria (Cu-α) sobre un precipitado rico en Zr [2]. 
 
Figura 6. Macroestructura de la sección longitudinal de lingotes de la aleación Cu-
8%Sn-0,25%P: (a) sin adición de Zr, (b) con adición de 0,08% de Zr [2]. 
3.3.1 Teoría de factor de restricción de crecimiento 
Hay dos conceptos clave que son importantes para comprender el papel del soluto en el 
tamaño de grano que deben considerarse: 
1. Restricción de crecimiento: las ecuaciones desarrolladas para el crecimiento dendrítico 
muestran que la tasa de crecimiento es inversamente proporcional a 𝑚𝑐0(𝑘 − 1) [17],[18]. 
Esta es la razón clave para la reducción en el tamaño de grano de los modelos 
isotérmicos desarrollados donde existe una competencia directa entre la nucleación, 
donde se requiere una ∆𝑇𝑛 más alta para nuclearse en partículas menos favorables, y la 
reducción en la tasa de evolución del calor latente a través de tasas de crecimiento más 
bajas, lo que permite generar una mayor cantidad de sobre enfriamiento. 
2. Desarrollo de CS para facilitar la nucleación: esto reconoce la importancia del perfil de 
solutos frente al grano en crecimiento y el efecto del aumento de CS frente a la interfaz 
sólido-líquido. Varios autores han demostrado que CS crea una región inmediatamente 
delante de la interfaz donde no hay suficiente sobre enfriamiento para que se produzca 
la nucleación, lo que causa una zona libre de nucleación (NFZ). 
 
11 
 
El parámetro que se utiliza para cuantificar el efecto que tiene el soluto en el tamaño de 
grano es el factor de restricción de crecimiento dado por la Ecuación (1) [9],[17],[18]: 
𝑄 = |
𝑑(∆𝑇)
𝑑𝑓𝑠
|
𝑓𝑠→0
~ ∑ 𝑚𝑖𝑐0,1(𝑘𝑖 − 1)
𝑖
 (1) 
 
donde 𝑚 es el gradiente liquidus, 𝑐0 es la composición y 𝑘 el coeficiente de partición para 
los elementos, 𝑖, en la aleación. Aunque existen varios enfoques para comprender este 
factor, está claro que, termodinámicamente, está relacionado con la tasa de desarrollo 
de CS al comienzo de la solidificación y es una simplificación de los parámetros de 
supersaturación en una aleación. 
Los datos de 𝑘, 𝑚 y 𝑄 de elementos de aleación seleccionados del sistema de Cu, son 
listados en la Tabla 1. Elementos de aleación con alta afinidad por O, por ejemplo: P, Li, 
Ca, muestran un 𝑄 relativamente alto cercano a 20 𝑘/𝑤𝑡%. La mayoría de los elementos 
de aleación muestran valores de 10 𝑘/𝑤𝑡% hacia abajo [19]. 
 
Tabla 1. Datos de diagramas de fase para determinar 𝑄 en aleaciones binarias de Cu[19]. 
Elemento 𝑘 𝑚[𝑘/𝑤𝑡%] 𝑄/𝑐𝑜 [𝑘/𝑤𝑡%] Sistema 
P 0.16 -37.82 31.88 eutéctico 
Be 0.40 -51.28 30.77 peritéctico 
Li 0.28 -32.21 23.31 eutéctico 
Ca 0.14 -23.83 20.43 eutéctico 
Fe 5.88 2.34 11.41 peritéctico 
Sr 0.04 -10.92 10.43 peritéctico 
Zr 0.08 -9.58 8.80 eutéctico 
Ti 0.33 -11.29 7.58 peritéctico 
Sn 0.19 -7.16 5.78 peritéctico 
Co 1.86 4.40 3.80 peritéctico 
Bi 0.18 -4.39 3.60 eutéctico 
Pb 0.03 -3.43 3.34 eutéctico 
Ag 0.33 -4.59 3.06 eutéctico 
Cr 0.51 -5.03 2.45 eutéctico 
Zn 0.31 -2.29 1.57 peritéctico 
Al 0.50 -3.07 1.53 eutéctico 
 
3.4 Propiedades mecánicas y dureza de bronces al estaño 
Los tratamientos térmicos son utilizados con el propósito de generar cambios 
microestructurales en los metales o aleaciones, como es la recristalización para modificar 
el tamaño de grano[20], estos cambios confieren un mejoramiento considerable en las 
 
12 
 
propiedades mecánicas, que generalmente se manifiestan en un aumento en la 
resistencia última en tensión, incrementa la dureza y el módulo elástico. En contraste las 
estructuras as-cast presentan tensiones residuales, tamaños de grano relativamente 
grandes (orden de milímetros) y porosidades producto de los procesos metalúrgicos 
llevados a cabo para obtener el metal o aleación, estas características de las estructuras 
as-cast van en detrimento de las propiedades mecánicas. Sin embargo, refinar el tamaño 
de grano de estructuras as-cast de bronces es poco conocido, cuando se compara con 
procesos llevados a cabo con aluminio, o aleaciones ligeras como el zinc y magnesio. Es 
por ello se ha hecho hincapié en cuantificar los efectos en las propiedades mecánicas de 
bronces al estaño que han sido inoculados durante el baño fundido con partículas de 
zirconio. 
 
3.4.1 Ensayo de tensión 
Los ensayos de tensión proporcionan información sobre la resistencia y la ductilidad de 
los materiales bajo tensiones de tracción uniaxial. El ensayo se aplica a probetas 
normalizadas, sometidas a esfuerzo uniaxial aplicado por una máquina universal de 
ensayos. El ensayo termina una vez es fracturada la pieza y se acepta como correcto el 
resultado, cuando la probeta falla por la zona calibrada, todo esto amparado en la norma 
ASTM E8-16 [21]. En la Figura 7 se puede ver la probeta que será producida para llevar 
a cabo este proyecto, que incluye todas las medidas una vez estas han sido maquinadas, 
y que dicho proceso de obtención, que incluye colada en molde de arena, está cobijado 
bajo la norma ASTM B208-14 [22]. 
 
Figura 7. Probeta de sección circular con sus respectivas medidas, obtenida bajo 
norma ASTM B208-14[22]. 
3.4.1.1 Curva esfuerzo-deformación 
El ensayo de tensión arroja como resultado una curva, denominada curva-esfuerzo 
deformación, de la cual se van a determinar la resistencia última a la tensión, módulo 
elástico, límite de cedencia, elongación, la reducción de área y endurecimiento por 
 
13 
 
deformación, además de que se puede establecer una correlación con la dureza. Una 
vez se aplica la carga la probeta se deforma proporcionalmente al esfuerzo aplicado, si 
este esfuerzo no sobrepasa el límite elástico, la deformación no es permanente, es decir 
que al retirar la carga la probeta retorna a su estado inicial. Si se sobrepasa este límite la 
deformación es permanente por lo que se pasa a trabajar bajo régimen de deformación 
plástico, implicando esto que la deformación y el esfuerzo aplicado ya no son 
proporcionales. 
Se describe a continuación como determinar el esfuerzo y la deformación real y de 
ingeniería: 
𝐸𝑠𝑓𝑢𝑒𝑟𝑧𝑜 𝑑𝑒 𝑖𝑛𝑔𝑒𝑛𝑖𝑒𝑟í𝑎: 
𝜎 =
𝐹𝑢𝑒𝑟𝑧𝑎 𝑎𝑝𝑙𝑖𝑐𝑎𝑑𝑎
𝐴𝑟𝑒𝑎 𝑖𝑛𝑖𝑐𝑖𝑎𝑙 𝑑𝑒𝑙 𝑚𝑎𝑡𝑒𝑟𝑖𝑎𝑙
=
𝐹
𝐴0
 (2) 
 
𝐸𝑠𝑓𝑢𝑒𝑟𝑧𝑜 𝑣𝑒𝑟𝑑𝑎𝑑𝑒𝑟𝑜: 
𝜎𝑣 =
𝐹𝑢𝑒𝑟𝑧𝑎 𝑎𝑝𝑙𝑖𝑐𝑎𝑑𝑎
𝐴𝑟𝑒𝑎 𝑟𝑒𝑎𝑙 𝑜 𝑖𝑛𝑠𝑡𝑎𝑛𝑡𝑎𝑛𝑒𝑎 𝑑𝑒𝑙 𝑚𝑎𝑡𝑒𝑟𝑖𝑎𝑙
=
𝐹
𝐴
 
(3) 
 
𝐷𝑒𝑓𝑜𝑟𝑚𝑎𝑐𝑖ó𝑛 𝑢𝑛𝑖𝑡𝑎𝑟𝑖𝑎 𝑑𝑒 𝑖𝑛𝑔𝑒𝑛𝑖𝑒𝑟í𝑎: 
𝜀 =
∆𝐿
𝐿0
=
𝐿 − 𝐿0
𝐿0
 (4) 
 
𝐷𝑒𝑓𝑜𝑟𝑚𝑎𝑐𝑖ó𝑛 𝑢𝑛𝑖𝑡𝑎𝑟𝑖𝑎 𝑣𝑒𝑟𝑑𝑎𝑑𝑒𝑟𝑎: 
𝜀𝑣 = 𝑙𝑛 (
𝐿𝑓
𝐿0
) (5) 
 
𝑀ó𝑑𝑢𝑙𝑜 𝑑𝑒 𝑌𝑜𝑢𝑛𝑔 𝑜 𝑚𝑜𝑑𝑢𝑙𝑜 𝑒𝑙á𝑠𝑡𝑖𝑐𝑜: 
𝐸 =
𝜎
𝜀
 (6) 
 
En la Figura 8 se muestra el resultado grafico del ensayo de tensión, además de eso se 
señala el límite de cedencia “offset” que se calcula en base a una deformación del 0,2% 
según la norma ASTM E8-16; mientras que el módulo de Young (Ecuación 6) representa 
la pendiente de la sección recta de la gráfica, es decir del comportamiento elástico del 
material unavez realizado el ensayo de tensión. 
 
 
 
14 
 
 
Figura 8. Representación esquemática de la curva esfuerzo vs deformación de un 
material [23]. 
3.4.2 Ensayo de dureza 
Se entiende la dureza de un material como la resistencia de este a ser rayado o penetrado 
bajo la acción de una punta o indentador (penetrador), que puede ser esférico o cónico. 
Este ensayo es fundamental para obtener información de la dureza de las aleaciones 
tratadas en este proyecto, lo que permitirá establecer a partir de los valores que se 
obtengan una ventana de aplicaciones para tales aleaciones, determinando su capacidad 
en trabajo de la forma óptima, al igual que sucede con el ensayo de tensión. Para este 
fin se realizará el ensayo de dureza Rockwell que será descrito a continuación. 
 
3.4.2.1 Ensayo de dureza Rockwell (HR) 
El ensayo de dureza Rockwell se realiza con un indentador (penetrador) en forma de 
cono-diamante o una bola de acero o tungsteno, inicialmente se aplica una precarga, 
para eliminar la deformación elástica, ocasionando una huella sobre la superficie del 
material que debe ser plana y pulida, luego se aplica la carga completa, al medir la 
diferencia en la profundidad de la huella, entre la carga y la precarga se determina 
fácilmente la dureza del material ensayado. La facilidad para utilizar diferentes 
indentadores (penetradores) y cargas, permiten aplicar este ensayo a casi todos los 
metales o aleaciones. En la norma ASTM E18-17[24] se encuentran todas las 
definiciones, recomendaciones y equipos, además de escalas y tablas de conversión, 
 
15 
 
para la correcta aplicación del ensayo de dureza Rockwell, así como para asegurar 
resultados confiables. 
3.4.2.2 Ensayo de dureza Brinell (HB) 
El ensayo de dureza Brinell se utiliza para determinar la dureza de materiales metálicos 
que presenten dureza baja y media. Se usa como penetrador o indentador una bola 
esférica de acero endurecido de 10 mm de diámetro, la cual deja una huella en la 
superficie del material ensayado, el ensayo se aplica durante un tiempo de 15-20s con 
cargas de 500, 1500 o 3000kgf. La norma ASTM E10-15[25] explica de manera detallada 
todas las consideraciones para la realización del ensayo para que los resultados 
obtenidos sean aceptados. 
En la Tabla 2, están consignados los valores de dureza y tracción de los bronces al 
estaño que serán estudiados, es de resaltar que los valores reportados son de aleaciones 
que no han sido inoculadas, sino tratadas térmicamente. 
 
Tabla 2. Propiedades mecánicas aleaciones CuSn*. 
Designación UNS 
Resistencia a la 
tracción (Mpa) 
Dureza(HRB) 
Módulo elástico 
(Gpa) 
C50715 500 [26] 71 [26] 121 [26] 
C51100 425 [27] 70 [27] 110 [27] 
C52100 525 [27] 84 [27] 110 [27] 
C52400 570 [27] 92 [27] 110 [27] 
*Los datos reportados corresponden a piezas planas de máximo 1mm de grosor. 
*Los datos reportados corresponden a piezas con templado de código H02 (dureza media). 
*Las mediciones fueron realizadas a 20°C. 
 
3.4.3 Análisis fractográfico 
El endurecimiento por deformación se produce cuando se aumenta la densidad de 
dislocaciones de la estructura interna del metal producto de la aplicación de un esfuerzo 
externo, este aumento y coalescencia de dislocaciones impiden el desplazamiento de 
estas dentro de la estructura, esto ocurre microscópicamente, pero en consecuencia a 
nivel macroscópico se produce un endurecimiento en la estructura, muestra de la 
resistencia a la deformación plástica [28]. 
 
16 
 
Los metales de estructura cubica centrados en la cara (FCC), como Cu, Al y Ni, son más 
dúctiles que los metales estructurados hexagonales(HCP), como Mg, Cd y Zn (Figura 9), 
a temperatura ambiente porque en la estructura FCC hay cuatro veces más posibles 
sistemas de deslizamiento que en una estructura hexagonal [29]. 
Todos los metales se deforman por medio de un mecanismo llamado 
deslizamiento. Cuando se produce el deslizamiento, una fuerza sobre el metal hace que 
los átomos se deslicen uno al otro en grupos. En la estructura FCC de cobre, este 
movimiento ocurre preferentemente en una o en todas las tres direcciones a lo largo de 
un plano geométrico específico de átomos dentro de la red cristalina. Cuanto más 
probable es que un metal pueda experimentar deslizamiento sustancial, es más probable 
que se deforme en lugar de fracturarse y fallar. Por lo tanto, el cobre tiene excelente 
ductilidad y dureza y es resistente a la fatiga y la fluencia [30]. 
Hollomon [31],[32] desarrolló una expresión(Ecuación 7) por medio de la cual se puede 
determinar el coeficiente de deformación de un metal: 
𝜎 = 𝐾𝜀𝑛 (7) 
 
Donde el exponente 𝑛 , se conoce como coeficiente de endurecimiento por deformación 
o coeficiente de endurecimiento por trabajo en frio, depende de la naturaleza del metal y 
su valor está entre 0,2 y 0,5; 𝐾 es una constante, 𝜀 es la deformación plástica real. 
 
 
Figura 9. Dos tipos de estructuras de algunos metales: a) FCC (Cu, Al, Ni) y b) HCP 
(Mg, Zn) [33] 
En este trabajo se realizó un estudio fractográfico de los cuerpos de prueba sometidos a 
ensayos de tensión, esto comprendió análisis de las superficies de fractura a nivel micro 
 
17 
 
y macroscópico. El objetivo del análisis fractográfico es conocer las características de la 
fractura e intentar relacionar la topografía de la superficie de la fractura con las causas 
y/o los mecanismos básicos de la fractura [34],[35]. La fractura en aleaciones de 
ingeniería puede ocurrir por una vía de fractura transgranular (a través de los granos) o 
una fractura intergranular (a lo largo de los límites del grano) [36]. Sin embargo, 
independientemente de la trayectoria de fractura, existen esencialmente solo cuatro 
modos principales de fractura: ruptura de hoyuelos, clivaje, fatiga y rotura decohesiva. 
Cada uno de estos modos tiene un aspecto característico de superficie de fractura y un 
mecanismo o mecanismos por los cuales se propaga la fractura [34]. 
La superficie de fractura de una probeta o componente sometidos a tracción contiene una 
serie de marcas características de este tipo de rotura, en general fácilmente identificable. 
Es posible distinguir así la extensión de rotura de alta energía (dúctil) y la parte 
correspondiente a baja energía (frágil) durante la propagación de la fisura que originó la 
rotura de la muestra [36]. La proporción relativa de ambos tipos de fractura ha sido 
utilizada tradicionalmente como un indicador del grado de ductilidad o fragilidad del 
material. 
En el caso de tracción pura (Figura 10), la tensión de tracción es longitudinal y las 
tensiones máximas de corte actúan sobre planos orientados a 45° del eje de tracción. 
Estas tensiones de corte son las responsables del proceso de deformación plástica de 
un metal. Por lo tanto, un componente de material dúctil sometido a tracción comenzará 
a fracturar según estos planos, dando como resultante una superficie rugosa, y un borde 
dúctil a 45°cerca de la superficie libre. En cambio, en un material frágil la fractura por 
sobrecarga produce una rotura perpendicular a la tensión con poca deformación plástica 
[37]. 
 
Figura 10. Superficie de fractura de muestras cilíndricas sometidas a tracción [37]. 
Una aleación más bien dúctil presenta superficies de fractura transgranulares cubiertas 
de 'dimples' (hoyuelos), en cambio un material frágil puede romper por clivaje 
transgranular o también por fractura intergranular [37]. 
 
18 
 
3.4.3.1 Superficies de fractura 
3.4.3.1.1 Ruptura de hoyuelos 
Cuando la sobrecarga es la causa principal de la fractura, las aleaciones estructurales 
más comunes fallan por un proceso conocido como coalescencia de microcavidades. Las 
microcavidades se nuclean en regiones de discontinuidad de deformación localizada, 
como la asociada a partículas de segunda fase, inclusiones, límites de grano y 
acumulaciones de dislocación [34]. A medida que aumenta latensión en el material, las 
microcavidades crecen, se fusionan y eventualmente forman una superficie de fractura 
continua (Figura 11). La nucleación y el crecimiento de poros o cavidades, es de gran 
importancia para determinar las características de fractura de los materiales dúctiles. 
Muchos investigadores han identificado las partículas e inclusiones de segundas fase 
como las principales fuentes de cavidades [32]. 
 
Figura 11. Micrografías MEB de acero AISI 1008 fracturadas en tensión. Obsérvese 
los hoyuelos equiaxiales en la región central y hoyuelos alargados en las paredes de la 
copa [32]. 
 
3.4.3.1.2 Clivaje 
El clivaje es una fractura de baja energía que se propaga a lo largo de planos 
cristalográficos bien definidos de bajo índice conocidos como planos de clivaje (Figura 
12). Teóricamente, una fractura de clivaje debe tener caras perfectamente coincidentes 
 
19 
 
y debe ser completamente plana y sin rasgos distintivos. Sin embargo, las aleaciones de 
ingeniería son policristalinas y contienen límites de granos y subgranos, inclusiones, 
dislocaciones y otras imperfecciones que afectan la propagación en una fractura de 
clivaje, por lo que rara vez se observa clivaje sin rasgos distintivos [34]. Estas 
imperfecciones y cambios en la orientación de la red cristalina, tales como posible 
desajuste de los planos de bajo índice a través de los límites de grano o subgrano, 
producen características distintivas de la superficie de fractura de clivaje, tales como 
pasos de clivaje, patrones de río, marcas de pluma, patrones de chevron (espiga) y 
lenguas. 
En metales y aleaciones BCC y HCP se observa normalmente clivaje. Pero es más difícil 
observar fractura por clivaje en materiales FCC debido a la multiplicidad de los sistemas 
de deslizamiento, gran movilidad de dislocaciones y facilidad de deslizamiento cruzado. 
Solo en ciertos casos pueden aparecer pequeñas facetas con los rasgos característicos 
del clivaje, y corresponden a fracturas inducidas por ambientes corrosivos [37]. 
 
Figura 12. Ejemplos de fracturas de clivaje. a) Límite de torsión, pasos de clivaje y 
patrones de río en una aleación Fe-0.01C-0.24Mn-0.02Si que se fracturó por impacto. 
b) Lengüetas (flechas) en la superficie de un metal de soldadura de acero Cr al 30% 
que se fracturó por clivaje [34]. 
 
3.4.3.1.3 Ruptura decohesiva 
Una fractura se conoce como rotura decohesiva cuando exhibe poca o ninguna 
deformación plástica y no ocurre por ruptura de hoyuelos, clivaje o fatiga. Este tipo de 
fractura generalmente es el resultado de un entorno reactivo o una microestructura única 
y se asocia casi exclusivamente con la ruptura a lo largo de los límites del grano (Figura 
13 y Figura 14) [34]. Los límites de grano son sitios preferentes para la segregación de 
 
20 
 
elementos como azufre, hidrogeno, cloruros etc. La presencia de estos constituyentes en 
los límites de grano puede reducir significativamente la resistencia cohesiva del material 
en los límites de grano y promover la rotura decohesiva. 
 
Figura 13. Esquema que ilustra la rotura decohesiva a lo largo de los límites del grano. 
a) Descohesión a lo largo de los límites de grano de granos equiaxiales. b) 
Descohesión a través de una fase débil de límite de grano. c) Descohesión a lo largo de 
los límites de grano de granos alargados [34]. 
 
Figura 14. Ruptura decohesiva en una tuerca de acero AISI 8740 debido a fragilización 
por hidrógeno. a) Macrografía de la superficie de la fractura. b) La vista de mayor 
aumento del recuadro está en a) Mostrando una fractura intergranular típica [34]. 
El refinamiento de grano durante el vaciado de una pieza es benéfico tanto para las 
piezas enfriadas en moldes de arena (as-cast), como para las forjadas. Por lo tanto, el 
principal objetivo durante el vaciado de piezas es suprimir el crecimiento columnar y 
obtener una estructura equiaxial uniforme, ya que este tiende a reducir el tamaño y la 
cantidad de porosidad en piezas fundidas [38]. 
En la Figura 15, se puede ver los beneficios obtenidos en las propiedades mecánicas 
(resistencia y ductilidad), de dos aleaciones de cobre a las que se le ha hecho 
refinamiento de grano. 
Además de eso los autores[39] concluyen que el tamaño de grano disminuye a medida 
que aumenta el contenido de hierro, por ejemplo, disminuye de 603 μm en Cu puro a 26 
 
21 
 
μm en la aleación Cu-3.0Fe-0.5Co. El dopaje con Fe y Co puede causar el CET 
(transformación de columnar a equiaxial) y reducir fuertemente el tamaño del grano 
debido a su capacidad de servir como catalizadores de nucleación para la formación de 
nanopartículas ricas en hierro. Facilitada por el efecto de restricción del crecimiento de 
Sn, la aleación Cu-1.5Fe-0.1Sn, que tiene un contenido de Fe inferior, muestra una 
notable reducción del tamaño de grano (hasta 42 μm), que es incluso menor que el 
tamaño de grano en la aleación Cu-2.0Fe-0.5Co. Además, el refinamiento del grano 
debilita la formación de porosidades de contracción en cobre NPFG (nano partículas de 
grano fino). 
De igual forma en la Figura 16, se pueden ver los beneficios en cuanto a resistencia y 
ductilidad conferidos por aleaciones de zinc con grano fino. 
 
Figura 15. Comparación de las resistencias a la tracción y el alargamiento del cobre 
puro en colado (Cu de grano grueso) y NPFG-Cu con diferentes características 
microestructurales [39]. 
 
Figura 16. Diagrama de esfuerzo de ingeniería vs Deformación de ingeniería, para (a) 
Zn-0.1%Mg y (b)Zn-0.5%Mg [38]. 
 
 
22 
 
Nótese que en a partir de la Figura 15 y Figura 16, se puede observar con facilidad que, 
al tener un tamaño de grano fino para ambas aleaciones, les representa eso un aumento 
considerable en la resistencia a la tracción, ductilidad, elongación, límite de cedencia y 
modulo elástico, si se compara con los demás tamaños de grano que van en aumento, 
confirmándose en cierta medida que al tener un tamaño de grano fino, se potencian las 
propiedades mecánicas de los materiales, para este caso de las aleaciones de zinc y 
cobre. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
23 
 
3.4.4 Aplicaciones y propiedades de las aleaciones de Cu 
Se pretende potenciar las propiedades mecánicas de estos bronces al estaño, mediante 
la inoculación con zirconio durante el baño fundido. A continuación, se hace una 
descripción de la composición química y aplicaciones de las aleaciones de interés que se 
pueden ver en la Tabla 3. 
 
Tabla 3. Composición química y aplicaciones de aleaciones Cu-Sn. 
Designación 
UNS 
Designación 
ISO 
Composición 
química 
Aplicaciones 
C50715 Cu2Sn0Zr Sn=1,7-2,3%, 
P=0,025-
0,04%[26]-[40]. 
Placas de cojinetes de puente, conectores 
miniaturizados, muelles de contacto, terminales, 
piezas de fusibles, conectores electrónicos, 
arandelas de bloqueo, sujetadores, Fuelles, 
maquinaria textil, láminas perforadas, resortes, 
discos de embrague, barra batidora, herrajes 
químicos, piezas estampadas, conectores, 
elementos de muelles, elementos de muelles de ultra 
alta resistencia, membranas, elementos de 
interruptor, contactos fijos [26]. 
C51100 Cu4Sn0Zr Sn=3,5-4,9%, 
P=0,0030-
0,35%[27]-[41] 
[42]. 
Buena a excelente resistencia a la corrosión. 
Excelente trabajabilidad en frío 
Aplicaciones: placas de cojinetes de puente, barras 
localizadoras, abrazaderas de fusibles, casquillos de 
manguitos, muelles, piezas de interruptores, alambre 
de truss, cepillos de alambre, herrajes químicos, 
chapas perforadas, maquinaria textil, varillas de 
soldadura [27]-[41] [42]. 
C52100 Cu8Sn0Zr Sn= 7,0-9,0 % 
P=0,030-
0,35%[27]-[42]-
[43]. 
Buena a excelente resistencia a la corrosión. Buena 
trabajabilidad en frío para blanking, trefilado, 
formado y plegado, cizallado y estampado. 
Aplicaciones: condiciones de servicio más severas 
que C51000 [27]-[42]-[43]. 
C52400 Cu10Sn0Zr Sn=9,0-11,0% 
P=0,030-0,35%[27]- [42]-
[44]. 
Buena a excelente resistencia a la corrosión. Buena 
trabajabilidad en frío para blanking, formación y 
doblado, cizallamiento. 
Aplicaciones: barras y placas pesadas para 
compresión severa, placas y accesorios de puentes 
y expansión, artículos que requieren buenas 
cualidades de muelles, resiliencia, resistencia a la 
fatiga, buen desgaste y resistencia a la corrosión 
[27]- [42]-[44]. 
 
 
24 
 
4. METODOLOGÍA 
En esta sección se describen los métodos, parámetros y condiciones adoptadas para la 
obtención de los resultados experimentales. En este trabajo, se estudiaron los efectos de 
adiciones de Zirconio y estaño individuales y posteriormente combinadas a baños de 
cobre de pureza comercial y de aleaciones binarias Cu-8%Sn. El Zr fue añadido como 
agente inoculante, es decir produce un refinamiento de grano, al generar precipitados 
ricos en este elemento los cuales proveen sustratos para la nucleación heterogénea de 
la fase primaria (Cu-α) durante la solidificación de la aleación Cu-Sn, como ya fue 
mencionado en ítems anteriores. La adición de P se realiza como desoxidante, con el 
propósito de eliminar el oxígeno que pueda estar presente en el baño fundido, aunque es 
posible que la presencia de P, pueda inducir un refinamiento de grano de la aleación 
binaria Cu-Sn [2]. 
Este ítem se divide en 4 secciones (Figura 17), en la sección 4.1 se resalta la importancia 
del estado del arte y de mantener el mismo actualizado es un propósito que se debe 
mantener de principio a fin durante el desarrollo de este trabajo. En el ítem 4.2 se describe 
el proceso de obtención de los sistemas de aleación, se describirán los procesos de 
fusión de estas y de adición de elementos al baño líquido. En el punto 4.3 se llevarán a 
cabo procedimientos de caracterización química, macro y microestructural de las 
muestras obtenidas, y se realizará la medición de tamaño medio de grano. En el enciso 
4.4 se describirá los ensayos realizados para medir las propiedades mecánicas de los 
bronces obtenidos, esta sección también abarca los procedimientos para los análisis de 
superficies de fractura que se realizaran a las muestras ensayadas. 
 
Figura 17. Metodología empleada para el desarrollo del proyecto. 
Revisión 
bibliografica y 
estado del arte
En bases de 
datos UdeA
Fabricación de 
los sistemas de 
aleación 
Simulación y 
modelado de 
prototipos 
para moldeo
Elaboración 
de muestras 
con y sin 
inoculante
Maquinado y 
obtención de 
probetas
Caracterización 
química, macro 
y 
microestructural
Espectrometrí
a de emisión 
óptica
Metalografía 
y preparación 
muestras
Estimación 
tamaño de 
grano medio
Propiedades 
mecánicas
Ensayo de 
tensión 
Ensayo de 
dureza Brinell
Fractografía
 
25 
 
4.1 Búsqueda bibliográfica 
Es prioritario durante el desarrollo de este trabajo, mantener actualizado el marco teórico 
o estado del arte, con la finalidad de poder sustentar las bases teóricas que pueden o no 
aplicarse al proyecto en mención. Esta búsqueda se realizó principalmente a través de 
las bases de datos de la Universidad de Antioquia, por medio de la cual se establecieron 
los criterios de búsqueda, permitiendo esto la consulta de gran cantidad de artículos y 
libros, que ayudaron para que el desarrollo de este trabajo fuese llevado a cabo de la 
mejor manera. 
 
4.2 Preparación de las aleaciones 
La fabricación de las aleaciones implicó dos etapas, la primera de ellas consistió en 
realizar procesos de simulación y prototipado por medio de software especializados para 
tal fin. La etapa final se enfocó en la obtención de las piezas, implicando el proceso de 
moldeo con arena endurecida con resina, posteriormente el vaciado del fundido, 
desmoldeo y finalmente el maquinado de las muestras con las dimensiones requeridas. 
 
4.2.1 Simulación y modelado 
El software utilizado para la simulación del llenado del molde, que implican todas 
consideraciones de las condiciones físicas y químicas de la aleación fue SOLIDCast®, 
este permitió establecer las condiciones para un flujo laminar, teniendo en cuenta la 
geometría de la pieza, además de eso establecer cuanta porosidad se podría obtener y 
del rechupe que se forma por la contracción del baño fundido cuando solidifica. 
Los modelos utilizados para la obtención de las piezas fueron elaborados a través de 
impresión 3D, en el que se usó una impresora ANYCUBIC I3 MEGA®. Los modelos se 
diseñaron en el entorno del software SOLIDWorks®, que es un programa CAD, de ahí 
fueron exportados en un formato admitido por la impresora (.STL). Con la ayuda del 
software UltimakerCURA® se eligió la posición del modelo en la cama móvil de la 
impresora, además de determinar el tiempo y la cantidad de material gastado. Para este 
proyecto se usó el polímero ABS. 
Todos los parámetros y condiciones para la simulación y manufactura de los modelos y 
de la caja de moldeo, además de la preparación de la arena con resina, fueron 
establecidos en un amplio trabajo de investigación, llamado “OPTIMIZACIÓN DE LAS 
CONDICIONES DE FABRICACIÓN DE PROBETAS DE TRACCIÓN DE BRONCES AL 
ESTAÑO FUNDIDOS E INOCULADOS CON ZIRCONIO” [45]. 
 
 
 
26 
 
4.2.2 Elaboración de los sistemas de aleación 
El procedimiento que se llevó a cabo para la obtención de los sistemas de aleación está 
fundamentado en el trabajo doctoral de Rojas Arango [2], las aleaciones producidas junto 
con su composición química (% en masa) se encuentran consignadas en la Tabla 4 y 
Tabla 5. 
Tabla 4. Carga utilizada para producir los sistemas de aleación Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr 
Sistema de 
aleación 
Cu (Kg) Sn (Kg) Cu50Zr (Kg) Cu15P (Kg) 
Cu8Sn 12,8182 1,1268 - 0,0155 
Cu8Sn0,16Zr 13,7067 1,1709 0,0465 0,0158 
 
Tabla 5. Composición nominal de los elementos del sistema de aleación 
Sistema de 
aleación 
%Cu %Sn %Zr %P 
Cu8Sn 91,889 8,0 - 0,025 
Cu8Sn0,16Zr 91,966 8,0 0,16 0,025 
 
Las muestras se obtuvieron a través del vaciado en moldes de arena aglomerados con 
resina polimérica(ver Figura 18), siguiendo las recomendaciones de la norma ASTM 
B208-14 [22] como ya se mencionó en un ítem anterior. Previo al proceso de vaciado lo 
moldes fueron cubiertos con una mezcla de pintura de grafito y alcohol y luego calentados 
con una antorcha, para lograr la evaporación del alcohol y de cualquier humedad 
remanente, esta pintura se aplica con el fin de generar la menor adherencia posible entre 
molde y pieza, ya que, si esto sucede es altamente probable que se generen defectos en 
la integridad de la pieza, produciendo un mal acabado en la misma. 
 
a) b) c) d) 
Figura 18. Molde en arena endurecido con resina: a) molde superior, b) molde inferior, 
c) tapa, d) molde armado y listo para proceso de fundición. 
El proceso de obtención de los sistemas de aleación de Cu8Sn y Cu8Sn0,16Zr fue el 
siguiente: 
 
 
27 
 
4.2.2.1 Sistema de aleación Cu8%Sn: 
Se preparó la carga necesaria para la obtención del sistema de aleación deseado, en la 
Tabla 4 se describen las cantidades utilizadas para tal fin. Luego de preparadas las 
cantidades se depositan en el crisol de grafito que ha sido previamente curado y que se 
encuentra precalentado en el horno de inducción del laboratorio de fundición de la 
Universidad de Antioquia. Se depositan las primeras láminas de Cu (de pureza comercial) 
hasta que alcanzan la temperatura necesaria para que empiecen a fundirse, 
seguidamente se agrega Sn (de pureza comercial) que se funde de inmediato debido a 
su baja temperatura de fusión (231.9°C). Se agrega una capa de grafito en polvo en la 
superficie del baño líquido como protección al fundido, el proceso se va repitiendo hasta 
fundir por completo la carga, agregando siempre grafito para proteger el fundido y evitar 
absorción de oxígeno del ambiente. finalmente se agrega el Cu15P que actúa como 
desoxidante del baño fundido. Durante el proceso de fundición se mide la temperaturadel baño con un termopar de inmersión para establecer la temperatura a la que se 
realizará el vaciado. También durante la fundición se realiza agitación permanente con 
una barra de grafito con el fin de lograr que el fundido tenga la mayor homogeneidad 
posible, evitando que quede material adherido a la pared del crisol. El vaciado se realiza 
~1227°C, el primer vaciado se realiza en una coquilla metálica, para obtener un pequeño 
disco sólido utilizado para medir la composición química por medio de análisis de 
espectrometría de emisión óptica (Bruker Q8 Magellan). Si la composición cumple con lo 
deseado, se procede a vaciar en el interior de un crisol pequeño conectado a un termopar 
tipo K y que a su vez está unido a un sistema de adquisición de datos como se ve en la 
Figura 21, para con ello obtener la curva de enfriamiento de la aleación. Finalmente, y 
en la menor brevedad posible se procede a vaciar el fundido restante en el molde de 
arena que ha sido endurecido con resina fenólica (ver Figura 18). El tiempo de vaciado 
es de aproximadamente 30 segundos, el resto del fundido que queda en el crisol es 
depositado en una lingotera. Terminado el vaciado se procede a remover el grafito y 
material remanente que queden el crisol, con lo que solo queda esperar que solidifique 
totalmente el metal. 
 
a) b) c) d) 
Figura 19. Proceso de fundición: a) material fundiéndose en el crisol, b) vaciado del baño 
fundido en el molde, c) vaciado en crisol conectado al termopar, d) vaciado completo, se 
aprecia la solidificación del fundido. 
 
 
28 
 
4.2.2.2 Sistema de aleación Cu8%Sn0,16%Zr: 
Una vez que se ha preparado la carga y pesado el material necesario para llevar a cabo 
la fundición (véase Tabla 4), se usa un crisol de grafito diferente al usado para la 
elaboración del sistema de aleación Cu8Sn, también se usó para la agitación del fundido 
una barra de grafito diferente, con el fin de evitar contaminación de Zr. El procedimiento 
es similar al descrito anteriormente, se deposita el Cu en el crisol, cuando inicia la 
fundición se agrega el Sn y se prosigue así hasta fundir por completo toda la carga, 
siempre teniendo la precaución de agregar grafito en polvo sobre el fundido con la 
finalidad de proteger al mismo. Una vez hecho esto, se agrega el desoxidante Cu15P. 
Por último, para la adición de inoculante se procedió de la siguiente manera: se corta una 
lámina de cobre, esta se dobla por la mitad y seguidamente se doblan los bordes, 
buscando con esto sellar los orificios de los lados y obtener una especie de “bolsillo” que 
tiene una cavidad central, en la cual es depositado el Zr. Este bolsillo se inserta sobre 
una ranura que se le hizo a la barra de grafito (ver Figura 20). 
 
a) b) 
Figura 20. Montaje utilizado para agregar inoculante al baño fundido. a) lámina de cobre 
doblada, contiene Zr, b) barra de grafito utilizada para depositar inoculante. 
Finalmente se procede a depositar sobre el fundido el bolsillo que contiene el Zr, se deja 
sobre el baño hasta que se funde y se agita el mismo con la barra de grafito. Se procede 
a vaciar primero en la coquilla metálica para obtener el disco que se utiliza para 
comprobar si la composición química es la correcta, seguido a esto se procede a vaciar 
sobre un crisol pequeño conectado a un termopar y que a su vez está unido a un sistema 
de adquisición de datos como se ve en la Figura 21, para con ello obtener la curva de 
enfriamiento de la aleación. Luego se deposita el fundido en el molde endurecido con 
resina en un tiempo máximo de 30 segundos, se deja enfriar y con ello ha culminado el 
proceso (véase Figura 19). 
 
29 
 
 
Figura 21. Montaje utilizado para obtener las curvas de enfriamiento de los sistemas de 
aleación Cu8Sn y Cu8Sn016Zr, conformado por: a) sistema de adquisición de datos, b) 
molde conectado al termopar, c) molde grande endurecido, d) computador portátil 
 
4.3 Caracterización química, macro y microestructural 
En este ítem se presentarán los procedimientos utilizados para el corte las piezas 
obtenidas, así como también la preparación de las muestras para análisis 
macroestructural y microestructural, análisis químicos, y los procedimientos para medidas 
de tamaños de grano. La composición química se controlará mediante espectrometría de 
emisión óptica (OES) para los elementos Sn, Cu, Zr y P. 
4.3.1 Corte y obtención de lingotes de las piezas fundidas 
Los dos sistemas de aleación obtenidos fueron cortados de igual manera, la metodología 
es la misma para ambos, el procedimiento de corte se describe a continuación. 
El proceso de corte y adecuación se realiza siguiendo estos pasos a) desmoldeo y 
limpieza del bloque fundido, b) corte con segueta de los canales de ataque y del bajante, 
c) corte con sierra sinfín por la mitad del bloque, para obtener las dos quillas, d) corte con 
sierra sinfín en dos secciones de la quilla para obtener los lingotes, e) maquinado y 
obtención de las probetas de tensión. En la Figura 22, se representa el proceso de corte 
del bloque y la obtención de los lingotes de manera esquemática: 
 
30 
 
 
a) b) c) d) 
 
Figura 22. Proceso de corte de Cu8%Sn0Zr y Cu8%Sn0,16Zr: a) corte de los ataques y 
bajante, b) corte por la mitad del bloque, c) quilla cortada del bloque completo, d) lingote 
cortado que será maquinado para obtener probeta. 
De cada quilla se obtienen tres lingotes, para ensayos de tensión fueron usados tres sin 
inoculante y tres con inoculante, estos fueron denotados como: Cu8Sn(S), Cu8Sn(I), 
Cu8Sn0,16Zr(I), Cu8Sn0,16Zr(S), la <<I>> y la <<S>> representan el lingote inferior y 
superior de la quilla respectivamente. 
4.3.2 Determinación del tamaño de grano medio 
La caracterización macroestructural se realiza de la siguiente manera: Los lingotes que 
han sido previamente cortados del bloque fundido, se disponen a ser pulidos en una 
banda desbastadora de grano grueso (80), esto con el fin de eliminar las imperfecciones 
del corte con sierra sinfín. Una vez se termina el desbaste se continua el proceso de lijado 
con lija de grano 100, hasta lograr tener alineadas las rayas producidas en la misma 
dirección en este caso en sentido longitudinal que es donde se inicia el lijado. Luego se 
pasa a lija de mayor grano (150, 320), teniendo la precaución de cambiar el sentido de 
pulido al pasar a una lija de grano menor, luego se pasa a lija 400 y finalmente 600, este 
procedimiento está en armonía con el descrito en los las técnicas y principios 
metalográficos [46]. El macroataque es realizado con cloruro férrico concentrado (ver 
Tabla 6), previamente la superficie de la pieza se limpia con alcohol, luego con un 
algodón e inclinando la pieza se dejan caer gotas del reactivo y se esparce con el algodón 
sobre toda la superficie de la pieza, se realiza varias veces el paso del algodón sobre la 
pieza, hasta ir logrando que se revele la estructura de granos sobre la superficie 
completa. Luego se procede a lavar con abundante agua la superficie, se hace secado 
con un secador eléctrico e inmediatamente se protege la macroestructura de grano con 
aerosol transparente. Con la ayuda de un escáner que ha sido previamente configurado 
se toma una imagen con la mayor resolución posible. Finalmente con la ayuda del 
software ImageJ® se procede con el conteo de granos, realizado por el método de 
intercepto circular establecido en la norma ASTM E112 [47]. 
 
31 
 
Tabla 6. Procedimientos metalográficos para análisis macroestructural. 
Tipo de Análisis Pulido 
Ataque 
químico 
Procedimiento 
Macroestructura 
Lijas: 
100; 240; 320; 400; 600; 
 
(1) 
Alcohol 
500ml 
FeCl3 25g 
con HCl 
15ml 
 
 
 
Esparcir reactivo con 
algodón hasta revelar 
estructura, lavado con 
agua corriente durante 5 
min. 
Microestructura 
Lijas: 
100; 240; 320; 400; 600; 
800; 1000; 2000; paño 
con pasta de diamante 
1µm; paño con sílica 
coloidal 0,05µm 
(1) 
Alcohol 
500ml