MX2007007763A

MX2007007763A - Tratamiento termico de piezas vaciadas en molde a alta presion de aleacion de aluminio.

Info

Publication number: MX2007007763A
Application number: MX2007007763A
Authority: MX
Inventors: Roger Neil Lumley; Robert Geoffrey O'donnell; Dayalan Romesh Gunasegaram; Michel Givord
Original assignee: Commw Scient Ind Res Org
Priority date: 2004-12-23
Filing date: 2005-12-19
Publication date: 2007-08-21
Also published as: WO2006066314A1; AU2005318925A1; US20090038720A1; AU2005318925B2; CA2594516A1; JP2008525629A; CA2594516C; KR20070091669A; ZA200705375B; CN100575532C; EP1844174A1; RU2007127862A; US8409374B2; EP1844174A4; CN101087898A; KR101287995B1; JP5236948B2; BRPI0519400A2; TW200636079A; RU2398911C2

Abstract

Un metodo para el tratamiento termico de una pieza vaciada producida mediante vaciado en molde a alta presion, que puede exhibir porosidad formadora de ampollas en la condicion tal como se vacia, de una aleacion de aluminio endurecible por envejecimiento, incluye tratar en solucion la pieza vaciada calentando la pieza vaciada hasta y dentro de un intervalo de temperaturas que permita que los elementos del soluto se lleven a una solucion solida. Despues se enfria la pieza vaciada para terminar el tratamiento en solucion templando la pieza vaciada a una temperatura menor de 100 degree C. La pieza colada se mantiene en un intervalo de temperatura que permita el envejecimiento natural y/o artificial. El tratamiento en solucion se efectua para lograr un nivel de solucion de elemento de soluto que permita el endurecimiento por envejecimiento sin expansion de poros en la pieza vaciada que ocasione vesiculacion inaceptable de la pieza vaciada.

Description

TRATAMIENTO TÉRMICO DE PIEZAS VACIADAS EN MOLDE A ALTA PRESIÓN DE ALEACIÓN DE ALUMINIO CAMPO DE LA INVENCIÓN Esta invención se refiere a un método para el tratamiento térmico de piezas vaciadas de aleaciones de aluminio endurecibles por auto-envejecimiento vaciadas en molde a alta presión.

ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN El vaciado en molde a alta presión (HPDC) se utiliza ampliamente para la producción en masa de componentes metálicos que se requiere tengan tolerancias dimensionales cercanas y acabados de superficie lisos. Sin embargo, una desventaja es que las piezas producidas mediante HPDC convencional son relativamente porosas. Los poros internos surgen debido a la porosidad por encogimiento durante la solidificación, y también por la presencia de gases entrampados tales como aire, hidrógeno o vapores que se forman a partir de la descomposición de los lubricantes de la pared del molde. Se considera que las piezas vaciadas elaboradas a partir de aleaciones de aluminio mediante HPDC no son susceptibles a tratamiento térmico. Esto se concluye debido a que los poros internos que contienen gas o compuestos formadores de gases se expanden durante el tratamiento en solución convencional a temperaturas elevadas (por ejemplo 500°C) lo que da como resultado la vesiculación (blistering) de superficie en las piezas vaciadas. La presencia de estas ampollas es visualmente inaceptable. Asimismo, la expansión de los poros internos durante el tratamiento en solución a temperatura elevada puede tener efectos adversos tanto sobre la estabilidad dimensional como sobre las propiedades mecánicas de las piezas afectadas vaciadas en molde a alta presión. Como se discute en Altenpohl "Aluminium: Technology, Applications, and Environment", Sexta Edición, publicado por The Aluminium Association and The Minerals, Metals and Materials Society, - véase páginas 96 a 98 -existen técnicas que permiten que las piezas vaciadas en molde a alta presión queden relativamente libres de poros y por lo tanto susceptibles a tratamiento térmico en ausencia de vesiculación. Estas técnicas incluyen vaciado en molde al vacío, vaciado en molde libre de poros, moldeo por inyección forzada y tixomoldeo, de las cuales todas implican castigos en cuanto a costos. De estas técnicas, los sistemas al vacío se aplican con mayor frecuencia, con el objeto de reducir la porosidad dentro de la pieza vaciada. En muchos casos el nivel remanente de porosidad sigue siendo muy alto para permitir el tratamiento térmico. Sin embargo, existen algunas excepciones. Por ejemplo, en la patente E.U.A 6,773,666, para Lin et. al., se describe que una aleación mejorada de Al-Si- g-Mn es susceptible de vaciado en molde a alta presión utilizando la técnica de vaciado en molde AVDC de Alcoa para producir porosidad extremadamente baja en las piezas vaciadas resultantes. La composición de la aleación contiene menos de 0.15 Fe, menos de 0.3 Ti, menos de 0.04 Sr, y está sustancialmente libre de cobre, libre de cromo, y libre de berilio. Es similar a la aleación para moldeo AA357 así como a las designaciones australianas de aleación para moldeo CA601 y CA603 (Aluminium Standards and Data -Ingots and Castings, 1997). El método AVDC utiliza presión de muy alto vacío para producir componentes que están relativamente libres de poros, y de los cuales se reporta que se pueden soldar y se puede tratar térmicamente (véase, por ejemplo, http: //www. alcoa . com/locations/germany_soest/en/about/avdc. asp, 2005) . En la técnica antecedente de Lin et . al., las piezas vaciadas se examinan mediante análisis de rayos X- y se encuentra que están en condiciones excelentes con respecto al contenido de porosidad. Se cree que esta técnica de vaciado en moldeo al alto vacío, seguido por las etapas de tratamiento térmico de tratamiento en solución de 510 a 549°C durante 10 a 45 minutos, enfriamiento rápido en agua a una temperatura entre temperatura ambiente y 77 °C y envejecimiento artificial durante 1-5 horas a 160 - 182°C logra propiedades adecuadas para aplicaciones aeroespaciales . Después de los programas de tratamiento térmico enseñados dentro de esta técnica antecedente, se reporta que aparece una vesiculación menor sobre la superficie de la aleación examinada, y se cree que resulta del lubricante atrapado. Sin embargo, se describe que la aleación tiene una integridad estructural elevada y se considera apropiada para aplicaciones aeroespaciales. Otro ejemplo de una técnica para reducir o eliminar la porosidad y por lo tanto facilitar el tratamiento térmico se describe en la patente E.U.A. 4104089 para Miki en la cual los componentes producidos a partir de aleación de Al-Si-Mg-Mn se pueden tratar térmicamente en forma convencional después de un procedimiento de vaciado en molde libre de poros. Dicho procedimiento de vaciado en molde se basa en el trabajo anterior, evidentemente el de la patente E.U.A. 3382910 para Radtke et al, en el cual la cavidad del molde se purga con un gas reactivo que se combina con el metal fundido para reducir el nivel de porosidad en las piezas vaciadas resultantes . El procedimiento de tratamiento térmico convencional para aleaciones de aluminio normalmente implica las siguientes tres etapas: (1) tratamiento en solución a una temperatura relativamente alta, debajo del punto de fusión de la aleación, con frecuencia durante tiempos que exceden 8 horas o más para disolver sus elementos formadores de aleación (soluto) y para homogenizar o modificar la microestructura; (2) enfriamiento rápido, o templado, tal como en agua fría o caliente, para retener los elementos del soluto en una solución sólida supersaturada; y (3) envejecimiento de la aleación manteniéndola durante un periodo de tiempo a una temperatura, algunas veces a una segunda temperatura, apropiada para lograr el endurecimiento o consolidación a través de precipitación. La consolidación que resulta del envejecimiento ocurre debido a que el soluto llevado a una solución sólida supersaturada forma precipitados que están finamente dispersados a través de los granos y que incrementan la capacidad de la aleación para resistir la deformación mediante el proceso de deslizamiento. El endurecimiento o consolidación máxima ocurre cuando el tratamiento de envejecimiento conduce a la formación de una dispersión crítica de por lo menos un tipo de estos precipitados finos . Una alternativa para el procedimiento de tratamiento térmico antes mencionado es lo que se conoce como un templado T5. En este caso, la aleación se enfría abruptamente inmediatamente después del vaciado mientras ésta conserva algo de su temperatura elevada, y después se envejece artificialmente para producir mejoras más moderadas en las propiedades. Las condiciones de tratamiento en solución difieren para sistemas diferentes de aleación. Típicamente, para aleaciones de moldeo basadas en Al-Si-X, el tratamiento en solución se efectúa a una temperatura de 525°C a 540°C durante varias horas para causar la esferoidización apropiada de las partículas de Si dentro de la aleación y para obtener una solución sólida saturada apropiada adecuada para tratamiento térmico. Por ejemplo, Metals Handbook, 9a ed. vol. 15 p. 758-759 provee tiempos y temperaturas típicas para tratamiento en solución de aleaciones para moldeo para proveer estos cambios. Típicamente, el tiempo de tratamiento en solución para aleaciones basadas en Al-Si-X está entre 4 y 12 horas, y para muchas aleaciones 8 horas o más, dependiendo de la aleación específica y de la temperatura del tratamiento en solución. Normalmente se considera que el tiempo de tratamiento en solución comienza una vez que una aleación está dentro de un margen pequeño de la temperatura de tratamiento en solución deseada (por ejemplo, dentro de 10°C), y esto puede variar con las características del horno y tamaño de la carga. Sin embargo, este procedimiento, si se aplica a piezas de aleación de aluminio convencional vaciadas en molde a alta presión, es inadecuado debido a que éste ocasiona vesiculación sustancial inaceptable en superficie en las piezas vaciadas.

SUMARIO DE LA INVENCIÓN La presente invención provee un método para el tratamiento térmico de piezas vaciadas en molde a alta presión de aleación de aluminio endurecibles por envejecimiento (HPDC) que elimina la necesidad de utilizar las técnicas de producción de componente alternativas más costosas como las discutidas en Altenpohl y otras fuentes. La invención se puede aplicar a todas las piezas vaciadas de HPDC de aleación de aluminio endurecibles por envejecimiento pero es particularmente aplicable a aquellas que contienen poros internos residuales del procedimiento de vaciado en molde. Las piezas vaciadas se pueden producir utilizando lo que se puede considerar como una técnica HPDC convencional o usual, tal como con una máquina para vaciado en molde de cámara fría, y sin la necesidad de determinar el nivel de porosidad en las piezas vaciadas resultantes con el fin de elegir aquellas que estén sustancialmente libres de poros como para que sean susceptibles a tratamiento térmico convencional. Es decir, las aleaciones se vacían a presión para llenar una o más cavidades de molde en un molde sin la aplicación de un alto vacío mediante el cual se extrae el aire de la cavidad del molde y sin el uso de un gas reactivo para purgar el aire de la cavidad del molde. Por lo tanto, la aleación se puede vaciar en un molde el cual, al inicio del vaciado, está expuesto a la atmósfera circundante, natural y está a una presión de gas ambiental. Como consecuencia, el vaciado al cual se puede aplicar esta invención se puede caracterizar por la presencia de porosidad. La presencia de porosidad se puede determinar utilizando varias técnicas. Por ejemplo, microscopia óptica de una sección transversal de una aleación tal como se vació revela porosidad. La radiografía de rayos X también revela porosidad, pero sólo aquella que se puede resolver o que sea lo suficientemente grande para ser observada fácilmente. La presente invención provee un método para el tratamiento térmico de una pieza vaciada que se produce mediante vaciado en molde a alta presión de una aleación de aluminio endurecible por envejecimiento, en el cual el método incluye los pasos de: (a) tratar en solución la pieza vaciada calentando la pieza vaciada hasta y dentro de un intervalo de temperaturas que permita que los elementos del soluto se puedan llevar a una solución sólida; (b) enfriar la pieza vaciada para terminar el paso (a) templando la pieza vaciada a una temperatura menor de 100°C; y (c) envejecer la pieza vaciada después del paso (b) manteniendo la pieza vaciada en un intervalo de temperatura que permita el envejecimiento natural o artificial, en el cual el paso (a) se efectúa para lograr un nivel de solución de elemento de soluto que permita el endurecimiento por envejecimiento sin expansión de poros en la pieza vaciada que ocasione vesiculación inaceptable de la pieza vaciada. En una forma, la presente invención provee un método para el tratamiento térmico de una pieza vaciada a alta presión de una aleación de aluminio endurecible por envejecimiento que típicamente exhibe porosidad, en el cual el método incluye los pasos de: (a) calentar la pieza vaciada hasta y dentro de un intervalo de temperaturas que permita que los elementos de soluto se puedan llevar a una solución sólida (tratamiento en solución) en la cual el calentamiento es: (i) hacia y dentro de un intervalo de 20 a 150°C por debajo de la temperatura de fusión de la aleación para la aleación de la pieza moldeada, y (ii) durante un periodo de tiempo menor de 30 minutos; (b) enfriar la pieza vaciada desde el intervalo de temperatura para el paso (a) templando la pieza vaciada en un fluido para templado a una temperatura entre 0 y 100°C, (c) envejecer la pieza templada proveniente del paso (b) manteniendo la pieza vaciada en un intervalo de temperatura que permita que el envejecimiento produzca una pieza vaciada a alta presión que presente endurecimiento o consolidación de la aleación, con lo cual por lo menos se reduce al mínimo o se evita sustancialmente la vesiculación de la pieza vaciada endurecida por envejecimiento. El enfriamiento rápido en el paso (b) puede ser a una temperatura apropiada para la consolidación del paso (c) . El envejecimiento en el paso (c) puede ser envejecimiento natural o envejecimiento artificial. Por lo tanto, en el primer caso, la aleación se puede mantener a temperatura ambiente, es decir a la temperatura atmosférica predominante lo cual puede variar desde 0°C hasta 45°C, por ejemplo desde 15°C hasta 25°C, de manera tal que no sea necesario el calentamiento. De manera alternativa, la pieza vaciada se puede envejecer artificialmente mediante calentamiento por encima de la temperatura ambiental. El envejecimiento artificial de preferencia es mediante calentamiento en el intervalo de 50°C hasta 250°C, más preferido en el intervalo de 130°C hasta 220°C. La duración del calentamiento en el paso (a) puede incluir el tiempo para calentar hasta el límite inferior del intervalo de 20 a 150°C debajo de la temperatura de fusión del solidus. Una vez que llega a dicho intervalo, la pieza vaciada se puede mantener a uno o más niveles de temperatura dentro del intervalo durante un intervalo de tiempo menor de 30 minutos. De manera alternativa, el calentamiento de la pieza vaciada en la etapa (a) puede ser no isotérmico dentro del intervalo especificado de temperaturas. El paso (a) se puede efectuar, por lo menos en parte, en forma no isotérmica, o se puede efectuar completamente en forma sustancialmente no isotérmica. De manera alternativa, el paso (a) se puede efectuar en forma sustancialmente isotérmica. En el paso (c) , en donde la pieza vaciada se somete a envejecimiento artificial, la pieza vaciada se puede mantener en uno o más niveles de temperatura dentro del intervalo de temperatura de envejecimiento, o el envejecimiento se puede efectuar en forma no isotérmica tal como mediante el incremento de la temperatura de la pieza vaciada hasta un máximo dentro del intervalo. El paso (c) se puede efectuar esta manera que la pieza moldeada endurecida un envejecimiento esté en una condición de sub-envejecimiento, condición de envejecimiento máximo o en una condición de sobre-envejecimiento, comparada en cada caso con un templado T6 completo. En el procedimiento de la invención, la pieza vaciada se puede trabajar en frío entre el paso (b) y el paso (c) . El enfriamiento de la pieza vaciada desde la temperatura de envejecimiento para el paso (c) , en donde el paso (c) provee envejecimiento artificial, puede ser mediante enfriamiento rápido. De manera alternativa, la pieza vaciada se puede enfriar lentamente desde una temperatura de envejecimiento artificial en el paso (b) , tal como mediante enfriamiento lento en aire u otro medio. La pieza vaciada después del paso (c) típicamente carece de cambio dimensional a partir de su condición tal como se vació. Para un tratamiento térmico convencional, el tiempo a la temperatura de tratamiento en solución es para proveer homogenización de la aleación y el desarrollo de una solución sólida con contenido máximo de soluto. En contraste, en el paso (a) de la presente invención la aleación no está completamente homogeneizada o equilibrada debido al marco de tiempo corto utilizado, y no se espera que la solución sólida formada esté completamente en equilibrio a dicha temperatura durante su duración dada. Es decir, el tratamiento en solución en efecto es parcial con respecto a la práctica actual en el tratamiento térmico de aleaciones de aluminio. La pieza vaciada tratada con calor que resulta de la presente invención se puede producir utilizando una técnica de vaciado en molde a alta presión convencional o común en la cual el llenado de la cantidad del molde se efectúa sustancialmente con aleación completamente fundida. Debido a que no se aplica alto vacío en dicha técnica para extraer el aire de la cavidad del molde, la turbulencia en la aleación puede dar como resultado gases atrapados y porosidad interna. Las piezas vaciadas también se pueden producir mediante una variante de dicha técnica descrita en la solicitud de patente internacional WO026062 por Cope et al y cedida al cesionario con respecto a la presente invención. En la técnica de Cope et al, el llenado de la cavidad del molde se efectúa mediante un frente de avance de aleación semi-sólida, y la porosidad resultante está distribuida de manera más fina dentro de la aleación. Sin embargo, el tratamiento térmico de una pieza vaciada que se produce mediante esta variante de vaciado en molde a alta presión convencional o común también puede dar como resultado vesiculación en algunos casos, de modo tal que la pieza vaciada de esta variante también se beneficia de la aplicación de la presente invención. El método de la invención se puede aplicar a cualquier pieza vaciada a alta presión producida a partir de cualquier aleación de aluminio endurecible por envejecimiento. Sin embargo, las aleaciones para las cuales la presente invención es más adecuada son aleaciones de Al-Si que tienen 4.5 a 20% en peso de Si, 0.05 a 5.5% en peso de Cu, 0.1 a 2.5% en peso de Fe y 0.01 a 1.5% en peso de Mg. Las aleaciones pueden contener finalmente por lo menos uno de Ni hasta 1.5% en peso, Mn hasta 1% en peso y Zn hasta 3.5% en peso. En cada caso, el resto además de las impurezas incidentales comprende aluminio. Las impurezas incidentales que pueden estar presentes incluyen, pero no se restringen a Ti, B, Be, Cr, Sn, Pb, Sr, Bi, In, Cd, Ag, Zr, Ca, otros elementos de metal de transición, otros elementos de tierras raras y compuestos de tierras raras, carburos, óxidos, nitruros, anhídridos y mezclas de estos compuestos. Las impurezas incidentales pueden variar de una pieza vaciada a la otra y su presencia no perjudica en forma significativa a la presente invención. Particularmente con piezas vaciadas de dichas aleaciones de Al-Si, las piezas vaciadas se pueden pre- calentar a una temperatura en el intervalo de 100°C hasta 350°C antes del paso (a) de modo tal que se puede reducir al mínimo el tiempo requerido para calentar hasta el intervalo de temperatura apropiado para el paso (a) . Con dichas aleaciones de Al-Si, el silicio juega un papel importante en el método de la presente invención, como se describe en forma más detallada posteriormente en la presente invención. Como se indicó, una pieza vaciada tratada térmicamente mediante el método de la presente invención se somete a tratamiento en solución durante un período menor de 30 minutos en un intervalo de temperatura que está 20 a 150°C por debajo de la temperatura de fusión de la aleación de la pieza vaciada. El período de tratamiento en solución dentro de dicho intervalo de temperatura puede ser menor de 20 minutos y de preferencia no mayor de 15 minutos, tal como desde 2 hasta 15 minutos. Con el templado de la pieza vaciada en agua a temperaturas más altas en el intervalo entre 0 y 100°C, la pieza vaciada puede tener contenido sustancial de energía térmica. En dicho caso, la aleación se puede enfriar rápidamente desde la temperatura más alta, si fuera requerido. Antes que comience el paso (a) del método de la invención, la pieza vaciada se conoce como "tal como se vació", lo que significa que se elaboró mediante vaciado en molde a alta presión en una máquina para vaciado en molde a alta presión convencional, sin la necesidad de aplicación de alto vacío o un gas reactivo. Antes que comience el paso (a) la aleación puede estar a temperatura ambiente o a una temperatura intermedia más alta, tal como 200°C-350°C si ésta se pre-calienta o si ésta conserva algo de energía térmica proveniente del procedimiento de vaciado. Durante el paso (a) , la aleación se calienta hasta el intervalo de temperatura apropiada durante el tiempo apropiado de conformidad con la presente invención para el paso de tratamiento en solución. Después del paso (b) , la pieza vaciada se conoce como "tratada en solución" o "tratada y templada en solución". Después del paso (c) , la pieza vaciada se conoce como "endurecida por precipitación" o "endurecida por envejecimiento". Con la aplicación de los tratamientos térmicos descritos para la presente invención a las piezas HPDC que presentan porosidad normal, existe una reducción al mínimo sorpresiva o ausencia total de vesiculación de superficie. Los componentes permanecen dimensionalmente estables y pueden exhibir incrementos grandes en las propiedades mecánicas .

BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS FIGURAS La figura 1 es una micrografía de una sección transversal de una aleación para vaciado en molde a alta presión convencional que muestra porosidad contenida dentro de su microestructura; La figura 2 muestra gráficas de curvas que muestran ejemplos de ciclos de calentamiento para tratamiento en solución para la presente invención con el uso de alineaciones con la designación australiana CA313 y aleaciones CA605 endurecibles por envejecimiento. La figura 3 es una fotografía del aspecto de superficie de una serie de nueve piezas vaciadas producidas en forma similar 3 (a) a 3 (i) de una aleación CA605 endurecible por envejecimiento, con la pieza vaciada 3 (a) mostrada tal como se vacío y las piezas vaciadas 3(b) a 3 (i) mostradas después de los tratamientos térmicos respectivos; La figura 4 es un conjunto de micrografías 4 (a) a 4 (i) tomadas respectivamente a partir de secciones transversales de las piezas vaciadas 3 (a) a 3 (i) de la figura 3; La figura 5 muestra una gráfica de dureza contra tiempo de envejecimiento artificial a 180°C para las piezas vaciadas 3 (b) a 3 (i) de la figura 3, después de los tratamientos de solución y envejecimiento respectivos; La figura 6 es una fotografía de una segunda serie de cuatro piezas vaciadas producidas en forma similar 6 (a) a 6(d) de la aleación mostrada en la figura 3, con la pieza vaciada 6 (a) mostrada tal como se vacío y las piezas vaciadas 6(b) a 6(d) mostradas después de incrementar los tiempos respectivos a una temperatura común de tratamiento en solución; La figura 7 muestra una gráfica de dureza contra tiempo de endurecimiento por envejecimiento a 180°C para las piezas vaciadas 6(b) y 6(c) de la figura 6; La figura 8 es una fotografía de una serie de diez piezas vaciadas producidas en forma similar 8 (a) a 8(j) de aleación de aluminio CA313 para HPDC endurecible por envejecimiento, con la pieza vaciada 8 (a) mostrada tal como se vacío y las piezas vaciadas 8 (b) a 8(j) mostradas después de los tratamientos en solución respectivos; La figura 9 es un conjunto de micrografías 9 (a) a 9(j) tomadas respectivamente a partir de secciones transversales de las piezas vaciadas 8 (a) a 8(j) de la figura 8; La figura 10 muestra una gráfica de dureza contra tiempo de envejecimiento artificial a 150°C para la aleación de las piezas vaciadas 8 (b) a 8(j) de la figura 8, después de los tratamientos en solución respectivos para dichas piezas vaciadas; La figura 11 es una gráfica que muestra los mismos datos que la figura 10, hasta 24 h de envejecimiento a 150°C, en la cual las curvas respectivas para las piezas vaciadas 8 (b) a 8(j) de la figura 8 muestran incrementos en la dureza como una función del tiempo a la temperatura de envejecimiento; La figura 12 es una fotografía de una serie de ocho piezas vaciadas 12 (a) a 12 (h) , producidas en forma similar a la mostrada en la figura 8a y de la aleación CA313, con la pieza vaciada 12 (a) mostrada tal como se vacío y las piezas vaciadas 12 (b) a 12 (h) mostradas después de los tiempos de tratamiento en solución respectivos a una temperatura de tratamiento en solución común; La figura 13 muestra la dispersión en las propiedades de tracción para las piezas vaciadas correspondiente a la pieza vaciada 12 (c), producida mediante vaciado en molde a alta presión ya sea con velocidad de inyección lenta o alta; La figura 14 es una gráfica de resistencia después de tratamiento térmico contra temperatura de tratamiento en solución para una serie adicional de piezas vaciadas de la aleación CA313 en la condición de endurecida por envejecimiento; La figura 15 es una gráfica de la respuesta de endurecimiento por enve ecimiento para la aleación comercial, CA313 en la cual el envejecimiento se compara entre una muestra HPDC y una muestra de lingote de la misma aleación para tiempos de tratamiento en solución idénticos; La figura 16 es una gráfica de la respuesta de endurecimiento por envejecimiento para la aleación CA313 en la cual el envejecimiento se efectúa ya sea sin un paso de tratamiento en solución discreto (templado T5) o con un paso de tratamiento en solución discreto antes de un templado T4 o un templado T6 de conformidad con la presente invención; La figura 17 es una gráfica de la respuesta de endurecimiento por envejecimiento para la aleación comercial, CA313 en la cual el envejecimiento después del tratamiento en solución se efectúa a las temperaturas respectivas; La figura 18 es una gráfica de la respuesta de endurecimiento por envejecimiento para una aleación de aluminio endurecible por envejecimiento adicional producida mediante HPDC; La figura 19 es una gráfica de pruebas de fatiga comparativas efectuadas en flexión de 3 puntos de muestras de aleación CA313 HPDC para las condiciones tal como se vació, T4 y T6, en la cual los templados T4 y T6 se preparan de conformidad con la presente invención; La figura 20 es una gráfica de 0.2% de carga de prueba contra resistencia a la tracción para aleaciones de aluminio CA605 y CA313 dentro de los intervalos de composición apropiados, tal como se vacían mediante HPDC convencional, y para las piezas vaciadas de los mismos intervalos de composición, tratadas térmicamente a diferentes templados desarrolladas de conformidad con la presente invención; La figura 21 es una gráfica de 0.2% de carga de prueba contra estiramiento (% de deformación en la ruptura) para aleaciones tal como se vacían y aleaciones tratadas térmicamente a diferentes templados desarrolladas de conformidad con la presente invención; La figura 22 es una radiografía de rayos X de una pieza producida industrialmente con un espesor de pared de ~15 mm, que muestra porosidad dentro de la muestra cerca de un agujero moldeado para perno con un diámetro de 8 mm producida a partir de aleación CA605; Las figuras 23 y 24 son micrografías ópticas tomadas a partir de secciones transversales de una pieza vaciada a alta presión CA313, en una orilla y en el centro de la pieza vaciada, respectivamente; Las figuras 25 y 26 corresponden a las figuras 23 y 24, respectivamente, pero que muestran la microestructura de la pieza vaciada después de un tratamiento en solución de conformidad con la etapa (a) del método de la presente invención; La figura 27 muestra gráficas de área promedio de partículas de silicio y número de partículas de silicio para un área fija de 122063 µm2 provenientes de 5 campos individuales para cada punto de datos, cada una contra tiempo a la temperatura de tratamiento en solución en las regiones de orilla tal como la mostrada en la figura 25; La figura 28 es similar a la figura 27 pero es con respecto al centro de la pieza vaciada mostrada en la figura 26; Las figuras 29 y 30 muestran imágenes de microscopia de barrido electrónico (SEM) retrodifusas para la pieza vaciada en las condiciones respectivas para las figuras 23 a 26; La figura 31 muestra una imagen de microscopia de transmisión electrónica (TEM) de la pieza vaciada de las figuras 23, 24 y la figura 29, en la condición tal como se vacío; y La figura 32 es similar a la figura 31, pero muestra la aleación tal como se trató a un templado T6 de conformidad con la presente invención.

DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN La figura 1 es una micrografía tomada a partir de la sección de cabeza de una muestra dúctil cilindrica de aleación CA313, producida mediante una técnica HPDC a una velocidad de inyección de 26 m/s, la cual se refiere a la velocidad de metal en el orificio de inyección. Se utiliza una máquina de cámara fría convencional, sin utilizar la aplicación de alto vacío o un gas reactivo. La micrografía muestra porosidad típica de muchas HPDC convencionales, y presenta un intervalo de tamaños de poro desde sólo unas cuantas mieras de tamaño hasta varios cientos de mieras de tamaño. Como se puede apreciar, los niveles y tamaño de porosidad en una HPDC dada pueden variar ampliamente de una pieza vaciada a la otra. Las gráficas de la figura 2 muestran ciclos típicos de calentamiento para tratamiento en solución para ejemplos de la presente invención. La gráfica indicada con flecha como "A" muestra el ciclo de calentamiento obtenido con un termopar colocado dentro del horno sin muestra anexada, marcada con flecha como "A". La gráfica marcada con flecha como "B" también muestra la velocidad de calentamiento de una muestra HPDC más pequeña de aproximadamente 25 gramos de peso que se obtiene con un termopar incrustado en forma segura dentro de la muestra en el punto medio, para una sección cilindrica con un diámetro de 12.2 mm. Para este tamaño y tipo de muestra, el tiempo total de calentamiento para el paso de tratamiento en solución es de 15 minutos (900 segundos) . La muestra proviene de una aleación para HPDC CA313 que tiene una temperatura de fusión cercana a 540°C. La aleación se coloca dentro de un horno caliente ajustado a 490°C. la muestra llega a 390°C en 130 segundos (aproximadamente 150°C por debajo del punto de fusión), y después continúa elevándose hasta su temperatura designada final de 490°C a lo largo de los siguientes 290 segundos. El tiempo total tomado para llegar a la temperatura ajustada es de 420 segundos, o 7 minutos. La figura 2 muestra una gráfica marcada con flecha como "C", que representa el ciclo de calentamiento para termopares incrustados en forma segura dentro de una muestra de HPDC más grande en dos sitios, uno en una sección de la muestra directamente en el flujo de aire forzado del horno y el otro en una sección de la muestra completamente protegida contra el flujo de aire forzado. La masa de la muestra más grande es 550 g, y tiene un espesor máximo de pared de 15.2 mm. Mediante experimentación se encuentra que la muestra despliega cierta inestabilidad dimensional y vesiculación en tiempos iguales a o mayores de 30 minutos de inmersión total en horno para un horno a una temperatura de 475 °C, pero ninguna a 20 minutos de inmersión total en horno. La aleación es aleación para vaciado CA605, con una temperatura de fusión de aproximadamente 555°C. La aleación llega a 395°C en 450 segundos (7.5 minutos) de inmersión en el horno caliente. La aleación continúa incrementando su temperatura hasta 1140 segundos de tiempo de inmersión (19 minutos) . La muestra permanece después a 475°C durante 60 segundos antes que se temple en agua. En este caso, la etapa de tratamiento en solución es efectivamente no isotérmica. Para las muestras mostradas en la figura 2, cada una de las aleaciones CA313 y CA605 muestra una respuesta fuerte de endurecimiento por envejecimiento durante el envejecimiento artificial (T6) después de los ciclos de tratamiento en solución y templado ilustrados a partir de la temperatura y tiempos de tratamiento en solución mostrados . Como es evidente a partir de la figura 2, en forma sorpresiva, el tiempo consumido por las muestras en el tratamiento en solución isotérmico es menos importante en la presente invención que el tiempo gastado dentro del intervalo de temperatura específico, y la temperatura final se alcanza antes del templado, debido a que gran parte del procedimiento de tratamiento en solución se efectúa en forma no isotérmica. Como resultado de ser sometidas a tratamiento de conformidad con el procedimiento de la presente invención, las muestras de HPDC no presentan ampollas cuando posteriormente se endurecen por envejecimiento utilizando técnicas conocidas de tratamiento térmico. Las piezas vaciadas 3 (a) a 3 (i) mostradas en la figura 3 se producen mediante una técnica de HPDC, utilizando una máquina de cámara fría convencional sin ninguna aplicación de vacío o uso de un gas reactivo. Por lo tanto, al inicio de cada ciclo de vaciado, la cavidad del molde está a presión ambiental y contiene aire que puede ser desplazado parcialmente y atrapado parcialmente por la aleación fundida durante el llenado de la cavidad del molde. Por lo tanto, las piezas vaciadas se producen a partir de la aleación CA605 de la designación australiana convencional, que tiene una temperatura de fusión nominal de aproximadamente 555 °C y que comprende (en % en peso) Al-9 Si, 0.7 Fe-0.6 Mg-0.3 Cu-0.1 Mn-0.2 Zn-(<0.2 del total de otros elementos) , bajo condiciones que dan como resultado que éstas presenten porosidad interna. Dichas condiciones incluyen una velocidad de inyección lenta de aproximadamente 26 m/s en el orificio de inyección hacia la cavidad del molde. Se considera que las piezas vaciadas de la composición de aleación CA605 no son susceptibles de tratamiento térmico para endurecimiento por envejecimiento cuando se producen mediante la técnica de HPDC utilizada para las piezas vaciadas de la figura 3. Esto se debe a la vesiculación de superficie ocasionada por la expansión de poros internos durante el tratamiento en solución a temperaturas elevadas (por ejemplo 525-540 °C) . Las piezas vaciadas mostradas en la figura 3 son barras de prueba dúctiles que tienen una longitud total de 100 mm. Estas tienen una sección de medida central de 33 mm de longitud y 5.55 mm de diámetro las cuales se unen a través de las secciones de transición con las secciones de cabeza de 27 mm de longitud y 12.2 mm de diámetro. De las piezas vaciadas mostradas en la figura 3, la pieza vaciada 3 (a) está en la condición tal como se vacío, mientras que las piezas vaciadas 3 (b) a 3 (i) se muestran después de un tratamiento en solución respectivo. Los tratamientos en solución son como se indican en la Tabla I.

TABLA I Tratamiento en solución para las piezas vaciadas de la figura 3 Piezas vaciadas Tratamiento en solución Temp. Tiempo 3(b) 545°C 16 horas 3(c) 545°C 0.25 horas TABLA I Tratamiento en solución para las piezas vaciadas de la figura 3 Piezas vaciadas Tratamiento en solución Temp. Tiempo 3(d) 535°C 0.25 horas 3(e) 525°C 0.25 horas 3(f) 515°C 0.25 horas 3(g) 505°C 0.25 horas 3(h) 495°C 0.25 horas 3(i) 485°C 0.25 horas La pieza vaciada 3 (a) presenta un acabado de calidad característico de piezas vaciadas a alta presión de aleaciones de aluminio. Cada una de las piezas vaciadas 3(b) a 3 (i) en la condición tal como se vacío, presenta el mismo acabado de superficie de alta calidad y se eligen en forma aleatoria a partir del mismo lote de piezas vaciadas como el mostrado en la figura 3 (a). La pieza vaciada 3(b), después del tratamiento en solución de 16 horas a 545°C, y aproximadamente 10 °C por debajo de la temperatura de fusión nominal, muestra vesiculación significativa sobre su superficie completa. Esto se debe a la expansión de porosidad gaseosa interna atrapada, en este caso probablemente cerca de su volumen máximo de expansión a la temperatura de tratamiento en solución. Además, la medición de las dimensiones de la muestra presenta un incremento significativo en longitud y anchura, lo cual es característico de un proceso de deformación permanente por fatiga a temperatura elevada que conduce a inestabilidad dimensional. En contraste con la pieza vaciada 3(b), la pieza vaciada 3(c) después del tratamiento en solución durante solamente 15 minutos a 545°C (incluyendo calentamiento hasta la temperatura) presenta un nivel sustancialmente reducido de vesiculación, aunque el nivel sigue siendo inaceptable y sigue ocurriendo algo de deformación permanente por fatiga a temperatura elevada. La mejora adicional es mostrada por la pieza vaciada 3 (d) , tratada en solución a 535°C durante 0.25 horas (incluyendo calentamiento hasta la temperatura) , la cual está sustancialmente libre de cualquier vesiculación; mientras que las piezas vaciadas 3(e) a 3 (i) también están libres de vesiculación y tienen un acabado de superficie comparable al de la pieza vaciada 3 (a). Las piezas vaciadas 3 (b) a 3 (i) muestran que, a medida que se reduce la temperatura y/o tiempo total de tratamiento en solución, se reduce en forma correspondiente la ocurrencia de, y la tendencia a la formación de, ampollas. La figura 4 muestra micrografías 4 (a) a 4 (i) de secciones internas preparadas a partir de las piezas vaciadas 3 (a) a 3 (i) respectivas de la figura 3. Estas muestran las diferencias en los niveles de porosidad para las diferentes condiciones de tratamiento térmico. La figura 4 muestra de manera adicional el nivel de vesiculación que puede resultar del tratamiento térmico, y la manera en la cual esto se puede controlar mediante la presente invención. La figura 4 (a) ilustra la porosidad presente en la aleación 3 (a) tal como se vació, la cual también es típica para cada una de las piezas vaciadas 3(b) a 3 (i) en la condición tal como se vació antes del tratamiento en solución. Las figuras 4 (b) a 4(f) muestran la expansión de los poros que ocurre como una consecuencia del tratamiento en solución. En el caso de la figura 4 (b) , la expansión es extrema y da como resultado una vesiculación exhaustiva sobre la superficie y deformación permanente por fatiga a temperatura elevada evidente en la pieza vaciada 3 (b) como se muestra en la figura 3. La figura 4 (c) también muestra expansión sustancial de los poros, pero esto da como resultado el nivel sustancialmente reducido de vesiculación presentado por la pieza vaciada 3(c), cuando se compara con la pieza vaciada 3 (b) . Las figuras 4 (d) a 4(f) muestran niveles decrecientes, pero significativos de expansión de poro, lo cual es insuficiente para ocasionar vesiculación significativa, como se muestra mediante las piezas vaciadas 3(d) a 3(f).

Las figuras 4 (g) a 4 (i) muestran poca o ninguna expansión de poro distinguible, consistente con las piezas vaciadas 3(g) a 3 (i) de alta calidad, libres de ampollas. La figura 5 muestra las respuestas respectivas de la aleación CA605 hacia el endurecimiento por precipitación para cada una de las piezas vaciadas 3 (b) a 3 (i) de la figura 3, cuando se envejecen a 180°C después del tratamiento en solución. Los puntos graficados en la figura 5 para cada una de las piezas vaciadas 3 (b) a 3 (i) se distinguen de conformidad con la leyenda mostrada a la derecha de la figura 5 en orden descendiente desde 3(b) mostrada como rombos rellenos y 16 horas a 545°C hasta 3 (i) mostrada como triángulos esbozados y 0.25 horas a 485°C. Como se muestra mediante la figura 5 para las piezas vaciadas 3 (b) a 3 (g) , no se altera la cinética de envejecimiento para obtener la dureza máxima entre la temperatura de tratamiento en solución superior de 545°C y el límite inferior de 505°C. La línea punteada mostrada en la figura 5 es una línea de tendencia general para datos provenientes de cada una de las piezas vaciadas 3(b) a 3(g). Por debajo de 505°C las velocidades de envejecimiento se reducen ligeramente para las piezas vaciadas 3 (h) y 3 (i). Sin embargo, los valores de dureza obtenidos con el endurecimiento por envejecimiento de la aleación de las piezas vaciadas 3 (h) a 3 (i) siguen siendo sorpresivamente altos, particularmente dada la temperatura baja y periodo corto de los tratamientos en solución respectivos para las piezas vaciadas 3(h) y 3 (i). La figura 6 muestra cuatro piezas vaciadas 6 (a) a 6(d) las cuales se producen en la misma manera, utilizando la misma aleación CA605 y las mismas dimensiones de muestra, que las de las piezas vaciadas mostradas en la figura 3. La pieza vaciada 6 (a) está en la condición tal como se vació o no tratada térmicamente, mientras que las piezas vaciadas 6(b) a 6(d) se tratan en solución durante 5, 15, y 20 minutos, respectivamente, a 515°C. La figura 6 muestra las superficies de las piezas vaciadas a partir de las cuales es evidente que la vesiculación comienza aproximadamente a los 20 minutos, indicado con una flecha para la pieza vaciada 6 (d) , pero no a los 15 minutos. La figura 7 muestra las respuestas de la aleación CA605 hacia el endurecimiento por envejecimiento para cada una de las piezas vaciadas 6 (b) y 6(c) cuando se tratan en solución durante 5 y 15 minutos a 515°C. Se puede observar a partir de la figura 7, que no existen diferencias en la cinética de endurecimiento o dureza máxima entre la aleación de las piezas vaciadas 6(b) y 6(c). La tabla II presenta en forma resumida las propiedades traccionales de la aleación CA605 en piezas vaciadas que se preparan mediante técnicas de HPDC convencionales, sin aplicación de vacío o sin el uso de un gas reactivo y que contienen niveles típicos de porosidad, y que se someten después a diversos tratamientos térmicos. Para las piezas vaciadas, se utiliza una velocidad de inyección lenta de 26 m/s, una velocidad de inyección alta de 82 m/s o una velocidad de inyección muy alta de 123 m/s en donde estas velocidades son la velocidad del metal en el orificio de inyección.

TABLA II Propiedades de la aleación CA605 en las piezas vaciadas HPDC En la Tabla II, las abreviaturas tienen los siguientes significados (1) "HPDC" para las muestras A a D designa el vaciado mediante la técnica convencional descrita anteriormente con respecto a las piezas vaciadas de cada una de las figuras 3 y 4, y utilizando una velocidad de inyección lenta de 26 m/s en el orificio de inyección; (2) "HPDC de alta velocidad" para las muestras E a H y "HPDC de muy alta velocidad" para la muestra I designa velocidades de inyección (en el orificio de inyección) de 82 m/s y 123 m/s, respectivamente. (3) "C Q" indica un templado en agua fría. (4) "T6I4" como la designación del envejecimiento para la muestra H indica envejecimiento de conformidad con la descripción de la solicitud de patente internacional WO 02070770 para Lumley et al., en la cual el envejecimiento artificial de una aleación a la temperatura inicial se detiene por templado después de un periodo relativamente corto, después de lo cual la aleación se mantiene a la temperatura y durante un tiempo suficiente para permitir que se presente el envejecimiento secundario. Como se muestra mediante la Tabla II, las propiedades traccionales que se pueden obtener utilizando la presente invención revelan el efecto altamente benéfico del endurecimiento por envejecimiento. Los niveles de propiedad no reflejan ningún compromiso significativo cuando se comparan con tratamientos de envejecimiento convencionales, y no obstante éstos se obtienen con piezas vaciadas producidas mediante HPDC convencional sin que las piezas vaciadas tratadas térmicamente presenten vesiculación. La tabla II también indica que no existe beneficio para la presente invención al efectuar el templado desde el procedimiento de vaciado, antes del tratamiento en solución, templado y envejecimiento de conformidad con la presente invención. La figura 8 muestra las piezas vaciadas 8 (a) a 8(j) las cuales se producen en la misma manera y con las mismas formas y dimensiones que las de las piezas vaciadas mostradas en la figura 3. Sin embargo, las piezas vaciadas mostradas en la figura 8 se producen a partir de una aleación CA313 de designación australiana convencional que tiene una temperatura de fusión normal de 538 °C y se encuentra que contiene (en % en peso) Al-8.8Si-3Cu-0.86Fe-0.59Zn-0.22Mg-0.2Mn-(<0.15 de Pb, Ni, Ti, Sn, Cr, total). Tampoco se considera que las piezas vaciadas de esta aleación CA313 se puedan someter a tratamiento térmico cuando se producen mediante la técnica de vaciado HPDC convencional utilizada para las piezas vaciadas 8 (a) a 8(j), de nuevo debido a la incidencia de vesiculación de superficie y pérdida de estabilidad dimensional. Las piezas vaciadas mostradas en la figura 8 difieren en que la pieza vaciada 8 (a) está en la condición tal como se vacío, mientras que las piezas vaciadas 8 (b) a 8(j) se tratan en solución durante 15 minutos de tiempo total de inmersión bajo diversas condiciones mostradas en la tabla III.

TABLA III Tratamientos en solución para las piezas vaciadas de la figura 8 Piezas vaciada Temperat'ura de la solución 8(b) 530°C 8(c) 520°C 8(d) 510°C 8(e) 500°C 8(f) 490°C 8(g) 480°C 8(h) 470°C 8(i) 460°C 8(j) 440°C La pieza vaciada 8 (b) presenta inestabilidad dimensional debido a que la temperatura de la solución está ligeramente muy cerca de la temperatura de fusión de la aleación, aunque existe poca o ninguna evidencia de dicha inestabilidad en la pieza vaciada 8 (c) en la siguiente temperatura de solución más baja, o en otras piezas vaciadas. Sin embargo, cada una de las piezas vaciadas 8 (b) y 8 (c) presentan vesiculación inaceptable. Ambas piezas vaciadas 8 (d) y 8(e) muestran una ampolla grande y varias pequeñas, lo que indica una tasa de rechazo inaceptable, mientras que las piezas vaciadas 8(f) a 8(j) muestran calidad de acabado buena después del tratamiento en solución y no presentan evidencia de vesiculación. Una comparación entre las piezas vaciadas 8 (b) a 8(j) por un lado y las piezas vaciadas 3(c) a 3 (i) de la figura 3 por otro, muestra una diferencia entre las respuestas de las aleaciones CA313 y CA605 respectivas. Es decir, que CA313 tiende a necesitar el uso de una temperatura de solución más baja para un tiempo dado de tratamiento en solución, o un tiempo de tratamiento más corto a una temperatura dada, con relación a las relaciones de tiempo y temperatura para el tratamiento en solución de la aleación CA605. Este contraste resalta la necesidad de controlar la temperatura de tratamiento en solución de modo tal que esté dentro del intervalo de 20°C-150°C más bajo que la temperatura de fusión de la aleación y de utilizar tiempos menores de 30 minutos en dicho intervalo de temperatura cuando se tratan térmicamente aleaciones de aluminio HPDC.

La figura 9 muestra las microestructuras ópticas, en las micrografías 9 (a) a 9(j), de la aleación de las piezas vaciadas 8 (a) a 8 (i), respectivamente, de la figura 8. Como tal, la figura 9 provee una demostración similar a la figura 4, pero con respecto a las piezas vaciadas de la aleación CA313. Por lo tanto, la figura 9 (a) muestra la porosidad presente en la aleación de la pieza vaciada 8 (a) tal como se vacío. Las figuras 9(b) y 9(c) muestran vesiculación que resulta de la expansión de poro durante los tratamientos en solución para las piezas vaciadas 8 (b) y 8 (c) , respectivamente. Las figuras 9(d) a 9(e) ilustran la evasión sustancial de expansión de poro y, por lo tanto vesiculación limitada a partir de los tratamientos en solución para las piezas vaciadas 8 (d) y 8(e), mientras que las figuras 9(f) a 9(j) muestran la eliminación sustancialmente completa de expansión de poro y de vesiculación con los tratamientos en solución para las piezas vaciadas 8(f) a 8(j), respectivamente. La figura 10 muestra el comportamiento de endurecimiento por precitación de la aleación CA313 de cada una de las piezas vaciadas 8 (b) a 8(j) de la figura 8, después de envejecimiento a 150 °C de conformidad con las condiciones de tratamiento en solución respectivas descritas con referencia a la figura 8. En diferencia a la cinética de envejecimiento mostrada en la figura 5 para la aleación CA605, la figura 10 muestra que para la aleación CA313 la velocidad de envejecimiento y la dureza máxima continúan incrementándose a medida que se reduce la temperatura de tratamiento en solución hasta un nivel de aproximadamente 490°C a 480°C, pero se reducen después en forma secuencial de nuevo a medida que la temperatura de tratamiento en solución cae por debajo de dicho nivel. Cada curva se puede relacionar con la pieza vaciada respectiva mediante las temperaturas de tratamiento en solución mostradas en la leyenda a la derecha de la figura 10. En forma sorpresiva, incluso la aleación tratada en solución a una temperatura tan baja como 440°C presenta una respuesta útil de endurecimiento por envejecimiento. La figura 11 muestra los mismos datos de endurecimiento por precipitación que para la figura 10, con envejecimiento de hasta 24 horas. Las gráficas muestran el incremento en dureza como una función del tiempo a 150 °C para cada una de las diferentes temperaturas de tratamiento en solución para las piezas vaciadas 8 (b) a 8(j). Los símbolos de la figura 11 corresponden a aquellos de la figura 10. La figura 12 muestra el efecto del tiempo de tratamiento en solución a 490°C para la aleación CA313 de una serie de ocho piezas vaciadas 12 (a) a 12 (h) . Cada una de las piezas vaciadas de la serie se produce mediante la misma técnica de HPDC y con la misma forma y dimensiones que las de las piezas vaciadas mostradas en la figura 3. La pieza vaciada 12 (a) está en la condición tal como se vacío, mientras que el tiempo a 490°C para las otras piezas vaciadas se muestra en la tabla IV. Por lo tanto, la figura 12 muestra la evolución de ampollas como una función del tiempo de retención a 490°C.

TABLA IV Tratamientos en solución para las piezas vaciadas de la figura 12 Piezas vaciadas Tiemr. >o en solución 12 (b) 10 min. 12(c) 15 min. 12 (d) 20 min. 12(e) 30 min. 12(f) 40 min. 12(g) 60 min. 12 (h) 120 min.

Las flechas mostradas para las piezas vaciadas 12 (d) a 12 (h) apuntan a las ampollas que se formaron en las superficies de dichas piezas vaciadas. A medida que se incrementa el tiempo de tratamiento en solución, comenzando aproximadamente a los 20 minutos, la predominancia de ampollas se incrementa desde unas cuantas en la pieza vaciada 12 (d) hasta un número grande al tiempo más largo de 120 minutos. La figura 13 muestra la dispersión en las propiedades traccionales para la aleación CA313 tal como se recibe y tratada térmicamente, en donde se utiliza cualquiera de una velocidad de inyección lenta (26 m/s) o una velocidad de inyección alta (82 m/s) en el orificio de inyección. En esta figura, "HPDC" tiene el mismo significado que el indicado anteriormente para la tabla II, mientras que "alta velocidad" tiene el mismo significado que "HPDC a alta velocidad" en la tabla II. La tabla V muestra las propiedades traccionales de la aleación CA313 para HPDC preparada a cualquiera de las condiciones T6, T4, T6I4 o T6I7. Cada aleación se somete a tratamiento en solución a una temperatura máxima de 490°C durante 15 minutos (incluyendo el tiempo de calentamiento hasta temperatura) , templado en agua fría y después envejecimiento. El envejecimiento artificial para el templado T6 se efectúa a 150°C. Para el templado T4, la aleación se trata en solución como se indicó anteriormente, después se expone a -22 °C durante un periodo de 14 días.

TABLA V Propiedades de la aleación CA313 tratada térmicamente Para las condiciones T6I7, se representan muestras sub-envejecidas 2 o 4 horas, y después enfriadas lentamente en aceite a una velocidad de aproximadamente 4°C/minuto para suprimir la precipitación secundaria subsiguiente. Los templados T6I4 están diseñados para retener el alargamiento, en lugar de ganar propiedades traccionales equivalentes a T6 como en el ejemplo mostrado en la tabla 1. Estas se envejecen artificialmente 2 horas a 150°C, se templan, después se exponen a 65°C durante 4 semanas. Las muestras de aleación provienen de piezas vaciadas de la misma forma y dimensiones que las piezas vaciadas mostradas en la figura 3. La tabla VI muestra las propiedades traccionales de una aleación convencional CA313 para HPDC, registradas para piezas vaciadas adicionales de la misma forma y dimensiones que las de las piezas vaciadas de la figura 3, tratadas en solución ya sea 15 minutos o 120 minutos antes del templado y del endurecimiento por precipitación. La tabla VI muestra los beneficios en propiedad mecánica de utilizar un tiempo corto de tratamiento en solución en comparación con un tiempo convencional de tratamiento en solución. Las muestras sometidas al tiempo de tratamiento en solución más largo de 120 minutos antes del endurecimiento por precipitación se seleccionan a partir de un lote más grande de muestras como aquellas que no presentan vesiculación sustancial en la distancia entre las marcas, aunque como se muestra en el ejemplo de la figura 12, las ampollas superficiales siguen siendo evidentes en esta condición. La tabla VI muestra que además de presentar vesiculación en superficie, se reducen las propiedades mecánicas en la condición de 120 minutos en comparación con las muestras procesadas de conformidad con la presente invención.

TABLA VI Diferencias en las propiedades traccionales para tiempos de tratamiento en solución diferentes a 490°C La tabla VII muestra datos de propiedades traccionales para la aleación CA313 la cual es HPDC, sin aplicación de vacío o sin el uso de un gas reactivo y que contiene niveles de porosidad típicos, para producir especímenes tanto cilindricos como planos, más pequeños para examinar los posibles efectos de los tamaños de muestra que surgen de los tratamientos de endurecimiento por envejecimiento. Las muestras de prueba cilindricas incluidas para comparación son del mismo tamaño y dimensiones que aquellas mostradas en la figura 3.

TABLA VII Efecto del tamaño de muestra y de la temperatura de tratamiento en solución Estas piezas vaciadas planas específicas tienen dimensiones de 70 mm de largo, y 3 mm de grueso con una anchura de cabeza de 14 mm, longitud de cabeza de 13 mm, longitud de distancia paralela de 30 mm, y una anchura entre marcas de ~5.65 mm. Las piezas vaciadas se preparan mediante HPDC convencional a velocidades de inyección lenta en el orificio de inyección de 26 m/s y velocidades de inyección altas en orificio de 82 m/s. La terminología de "lento" y "rápido" en la tabla VII es la misma que en la tabla II. Se examinan las temperaturas de tratamiento en solución que varían desde 490°C hasta 440°C para piezas vaciadas a alta presión tanto a baja velocidad como a alta velocidad. Se analizan cinco o más muestras en cada condición y el tiempo total de inmersión para tratamiento en solución es de 15 minutos. También se observa la calidad de superficie, debido a que se encuentra que difiere ligeramente de la de las barras dúctiles cilindricas examinadas. Sin embargo, los resultados de tracción muestran una buena correlación entre las dimensiones de las diferentes muestras. Los resultados de la tabla VII se presentan en forma resumida en la figura 14. En la figura 14 los rombos cerrados muestran 0.2% de carga de prueba de HPDC de baja velocidad, los rombos abiertos muestran resistencia a la tracción de HPDC de baja velocidad, los triángulos cerrados muestran 0.2% de carga de prueba de HPDC de alta velocidad, los triángulos abiertos muestran resistencia a la tracción de HPDC de alta velocidad. La figura 14 sugiere que la temperatura óptima de tratamiento en solución para estas dimensiones alteradas de la aleación CA313 es 480°C, debido a que ésta presenta una resistencia a la tracción y alargamiento ligeramente mayores que para la aleación tratada en solución a 490°C. La figura 15 compara el procedimiento de la presente invención para la pieza vaciada mediante HPDC "A" a una sección de la pieza vaciada en molde por gravedad "B" cada una con la misma composición de aleación CA313. La aleación tiene una composición A1-9SÍ-3.1 Cu-0.86Fe-0.53Zn-0.16 n-0.11Ni-0.1 Mg-(<0.1 Pb, Ti, Sn, Cr) . En forma sorpresiva, la aleación CA313 de la pieza vaciada por HPDC se endurece tanto más rápido como a niveles más altos que la misma aleación de la pieza vaciada por gravedad. A ambas piezas vaciadas se les da un tiempo total de inmersión en un horno pre-calentado a 490°C de 15 minutos. La figura 15 muestra que aunque el procedimiento de la presente invención en un sentido es apropiado para el tratamiento térmico de una aleación que se produce utilizando una técnica de vaciado en molde diferente, la respuesta al envejecimiento está sustancialmente mejorada para la pieza vaciada por HPDC en donde el tiempo en inmersión en horno es el mismo.

La figura 16 provee curvas de envejecimiento bajo tres condiciones diferentes para la aleación CA313 utilizada para la figura 15. "A" es para un templado T5, el cual es un procedimiento conocido convencional, utilizado para evitar la vesiculación en aleaciones para HPDC y para incrementar la resistencia. Para un templado T5, la aleación tal como se vació se trata con calor directamente después del vaciado. Para envejecimiento en esta condición, la aleación alcanza una dureza máxima de aproximadamente 115 VHN en 80-100 horas de envejecimiento a 150°C. "B" es un ejemplo de un templado T6 en el cual se emplea el procedimiento de la presente invención. A la aleación se le da un tiempo de inmersión total para tratamiento en solución de 15 minutos incluyendo el calentamiento hasta una temperatura de tratamiento en solución de 490°C, antes de templar en agua fría y de envejecer artificialmente a 150°C. Se alcanza una dureza máxima de aproximadamente 1503 UHV en aproximadamente 16-24 horas . "C" en la figura 16 es para un templado T4 de conformidad con el procedimiento de la presente invención. La aleación se trata en solución en forma idéntica a la muestra "B", antes de templar en agua fría y de envejecer naturalmente a 22 °C. La aleación llega cerca a una dureza máxima de aproximadamente 120-124 VHN después de aproximadamente 100 horas de envejecimiento a 22°C, después de lo cual la dureza cambia poco a través de duraciones más largas . En una alternativa para, o una combinación de, los procedimientos de "B" y "C" mostrada en la figura 16, una muestra de la aleación a la que se le aplica un templado T4 completo se envejece posteriormente de manera artificial a 150°C durante 24 horas. La dureza final después de este procedimiento es de 148 VHN. En este caso, la aleación se trata en solución, se envejece en forma natural a 22°C durante 860 horas y después se envejece artificialmente a 150°C. Es decir, si se requiere, una aleación templada con T4 se puede consolidar de manera adicional mediante envejecimiento artificial subsiguiente. La figura 17 muestra la respuesta de endurecimiento por precipitación para la aleación CA313 tratada en solución por un tiempo de inmersión total de 15 minutos en un horno ajustado a 490°C, y endurecida por precipitación a 150°C, 165°C y 177°C. Aunque la respuesta al tratamiento térmico es diferente en cada caso, todas las aleaciones muestran capacidad fuerte característica para endurecimiento por precipitación. La figura 18 muestra la respuesta de endurecimiento por precipitación para una aleación con una composición de Al-9.2SÍ-1.66Cu-0.83Fe-0.72Zn-0.14Mn-0.11 Mg-(<0.1 Ni, Cr, Ca) y que tiene una temperatura de fusión de ~574°C, tratada en solución durante un tiempo de inmersión total de 15 minutos a 500°C, se templa en agua fría y se envejece a 177°C. Para esta composición de aleación, que contiene un contenido reducido de cobre en comparación con la aleación CA313 utilizada para las figuras 15 y 16, el procedimiento de endurecimiento por envejecimiento sigue siendo efectivo dentro de la ventana de procesamiento seleccionada. La figura 19 muestra una representación de los resultados de las pruebas de fatiga para la aleación CA313 de HPDC que tiene una composición igual a la detallada para la figura 15, evaluada ya sea en la condición como se vació, la condición T4 de conformidad con el procedimiento de la presente invención, o la condición T6 de conformidad con el procedimiento de la presente invención. Las muestras son de las mismas dimensiones que las de las barras de prueba planas descritas con referencia a la Tabla VII y se tratan en solución durante un tiempo total de inmersión de 15 minutos a 480°C antes del templado y envejecimiento. Las pruebas de fatiga se efectúan en una plataforma de análisis de flexión de tres puntos, a una carga cíclica que varía desde 31 hasta 310 N. Los datos mostrados en la figura 19 son para un promedio de por lo menos pruebas 5 individuales. La longevidad a la fatiga a este nivel de carga se incrementa por encima de aquella para la condición tal como se vacío tanto para el templado T4 como para el templado T6. La figura 20 muestra una gráfica de 0.2% de carga de prueba contra resistencia a la tracción para aleaciones de aluminio correspondiente a aleaciones que están dentro de las especificaciones para las composiciones de la aleación CA605 y de la aleación CA313 en la condición tal como se vacío así como para las piezas vaciadas de las mismas composiciones provenientes de los mismos lotes de vaciado tratadas con calor hasta diversos temples de conformidad con la presente invención. Cada punto de datos representa el promedio de 5-10 muestras dúctiles. Las propiedades tal como se vació están marcadas como "A". Los puntos de datos tratados con calor son para templados diferentes, de los cuales todos están de conformidad con la presente invención y están marcados como "B". La figura 21 muestra una gráfica de resistencia a la carga contra % de alargamiento en la ruptura para un intervalo de temples de conformidad con la presente invención en comparación con la aleación "A" tal como se vació. Típicamente, se incrementa la resistencia y en algunos casos, también se incrementa el alargamiento. El procedimiento de la presente invención no está limitado a los intervalos de composición actuales de las aleaciones de aluminio para HPDC. Los intervalos de composiciones para las especificaciones sobre la aleación para HPDC varían de país a país pero la mayoría de las aleaciones tienen composiciones equivalentes o que se traslapan. Se examina el efecto de la química de la aleación sobre las propiedades traccionales utilizando un intervalo de 9 aleaciones diferentes, algunas de las cuales caen dentro de las especificaciones de aleación actuales y algunas de las cuales son composiciones experimentales. Los resultados mostrados en las tablas VIII-XVI se presentan para la condición tal como se vacío, la condición tal como se trató en solución (tratada en solución de conformidad con la presente invención y analizada inmediatamente) el templado T4 (2 semanas de envejecimiento natural a 25°C) y el templado T6 (24 horas de envejecimiento a 150°C) . Para todas las tablas VIII a XVI, la velocidad de inyección en el orificio de inyección se mantiene constante a 82m/s. Además, en la tabla VIII, se muestra el efecto de un templado T8 en el cual la aleación tal como se trató en solución se trabaja en frío hasta 2% mediante estiramiento antes del envejecimiento artificial a través de toda la misma duración que para la aleación T6. Para la tabla VIII, todo el templado desde el tratamiento en solución se efectúa en agua fría excepto como se indica en casos en los cuales la aleación se envejece hasta un templado T6 después de un templado desde el tratamiento en solución en agua caliente a 65°C. El templado T8 mostrado en la tabla VIII refleja la posibilidad de que sea necesaria una operación de modelado tal como una consolidación durante la fabricación de la aleación. El ejemplo provisto para templado en agua caliente y retención tal como a 65CC refleja una práctica común en la industria en el tratamiento térmico de aleaciones para vaciado basadas en Al-Si. En cada caso son evidentes los cambios a las propiedades traccionales de las aleaciones. De manera característica y en forma completamente sorpresiva, la aleación tal como se trató en solución en cada condición muestra efectivamente el doble o más, del alargamiento de la aleación tal como se vació. En el templado T4 el alargamiento es característicamente más alto que el de la condición tal como se vació, y se mejoran el 0.2% de carga de prueba y la resistencia a la tracción de las aleaciones. En el templado T6, el alargamiento típicamente es sólo ligeramente menor que el de la condición tal como se vació, pero el 0.2% de carga de prueba y la resistencia a la tracción se mejoran significativamente.

TABLA VIII Aleación base 1 :Al-9Si-3. lCu-0.86Fe-0.53Zn-0.16Mn-0. UNi- 0.1Mg-«0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) TABLA IX Aleación D 2: Al-9.lSi-3.2Cu-0.86Fe-0.6Zn-0.14Mn-0.llNi- 0.29Mg-«0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) 5 TABLA X Aleación A 3: Al-8.3Si-4.9Cu-0.98Fe-0.5Zn-0.21Mn-0.lNi- 0.09Mg-(<0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) TABLA XI Aleación B 4: Al-8.7Si-4.9Cu-lFe-0.53Zn-0.2Mn-0.12Ni- 0.29Mg-(<0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) TABLA XII Aleación C 5: Al-9.2Si-3.llCu-0.9Fe-2.9Zn-0.16Mn-0.llNi- 0.09Mg-(<0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) TABLA XIII Aleación E 6: Al-9.lSi-4.2Cu-l.3Fe-l.2Zn-0.2Mn-0.12Ni- 0.22Mg-«0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) TABLA XIV Aleación H 7: Al-8.6Si-3.6Cu-0.93Fe-0.53Zn-0.18Mn-0.llNi- 0.1Mg-(<0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) TABLA XV Aleación I 8: Al-8.6Si-3.6Cu-lFe-0.53Zn-0.2Mn-0.llNi-0.3Mg- «0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) TABLA XVI Aleación J 9: Al-9.2Si-4Cu-lFe-0.56Zn-0.19Mn-0.12Ni-0.7Mg- (<0.1 de Pb, Ti, Sn, Cr) La tabla XVII muestra la reducción para práctica de la invención en la forma en que se aplica a un número estadístico de piezas vaciadas a alta presión producidas industrialmente. Las piezas vaciadas tienen las siguientes características : Pieza vaciada A: Aleación CA313: Pieza compleja, paredes delgadas, espesor constante y peso de aproximadamente 54 gramos. Pieza vaciada B: Aleación CA313: Pieza sencilla, espesor máximo de aproximadamente 8 mm, espesor mínimo de aproximadamente 2 mm, y peso de aproximadamente 49 g. Pieza vaciada C: Aleación CA313: Pieza compleja, secciones gruesas y delgadas en la misma pieza vaciada, espesor máximo de aproximadamente 7 mm, espesor mínimo de aproximadamente 2 mm, y peso de aproximadamente 430 g. Pieza vaciada D: Aleación CA605: Pieza sencilla, con paredes gruesas, secciones de espesor constante. Espesor máximo aproximadamente 15 mm y peso de aproximadamente 550 g. Pieza vaciada E: Aleación CA605: Igual que D, pero pieza diferente, y peso de aproximadamente 515 g. Pieza vaciada F: Aleación CA605: Pieza altamente compleja, secciones con espesor múltiple en la misma pieza vaciada, espesor de pared mínimo 1.4 mm, espesor de pared máximo aproximadamente 15 mm. Se debe mencionar que la aleación CA313 tiene una especificación nominal de Al- (7.5-9.5) Si- (3-4) Cu-<3Zn-<1.3Fe-<0.5Mn-<0.5Ni-<0.35Pb-<0.3Mg-<0.25Sn-<0.2Ti-<0.1 Cr<0.2 de otros elementos; mientras que la aleación CA605 tiene una especificación nominal de Al- ( 9-10) Si- (0.7-1.1) Fe-<0.6Cu- (0. 5-0.6Mg) -<0.5Ni-<0.5Zn-<0.15Sn-0.25 de otros elementos. Debido a que cada una de las piezas vaciadas A a F se producen en tiempos diferentes, se espera que las composiciones varíen dentro de estos intervalos dados. Las piezas vaciadas A a F se producen todas bajo condiciones industriales. Todas las piezas vaciadas se someten a rayos X antes del tratamiento térmico. Las 75 piezas vaciadas de A están relativamente libres de porosidad grande según se determina mediante inspección con rayos X, aunque sigue observándose porosidad fina después de un acercamiento a aumentos más altos. Sin embargo, todas las 500 piezas vaciadas B a F muestran cantidades sustanciales de porosidad fina y grande, de tamaños de hasta 10 mm de dimensión. Un ejemplo de esta porosidad se muestra en la figura 22, para una pieza vaciada proveniente del grupo de piezas vaciadas E sometidas a rayos X antes del tratamiento térmico. La figura 22 es de una sección que tiene un agujero para perno moldeado en la misma mostrado como un rasgo circular para referencia, con un diámetro de 8 mm. Los rasgos de contraste oscuro dentro de la radiografía son la porosidad que surge del procedimiento de vaciado en molde. Las piezas vaciadas D y E se reciben en una condición en la cual la superficie de las piezas vaciadas se ha limpiado con ráfaga para remover una capa delgada de material y para crear un acabado áspero. Para cada pieza, se determina un programa de tratamiento con calor de conformidad con la determinación rutinaria de la ventana de procesamiento de conformidad con la presente invención, y todas las piezas se tratan con calor a un templado T6 en aire y después se enfrían al aire. A cada pieza se da una calificación visual tomando como base una inspección de calidad. Esto se basa en los siguientes criterios: una calificación de "perfecta" se da a piezas que muestran un acabado de superficie igual o mejor que el de la pieza tal como se vació, sin vesiculación y sin inestabilidad dimensional. Una calificación de "aceptable" se da a las piezas que muestran una ampolla de superficie pequeña, del orden de 1 mm o menos de tamaño y que típicamente requiere de escrutinio significativo para que se detecte. Una calificación de "rechazado" se da a las piezas que muestran una ampolla grande, ampollas pequeñas múltiples, o un cúmulo de ampollas.

Tabla XVII Análisis estadístico y calificaciones de las piezas tratadas con calor Por lo tanto, casi el 89% de todas las piezas tratadas con calor muestra un acabado de superficie perfecto sin ampollas o inestabilidad dimensional, 10% muestra una ampolla pequeña que requiere de un acercamiento para que se detecte, y el 1.4% presenta una ampolla grande o cúmulo de ampollas que conduce a que ésta se clasifique como rechazo. La invención tiene los siguientes beneficios principales con respecto a procedimientos convencionales conocidos. Se desconoce que las aleaciones HPDC producidas en forma convencional se puedan tratar con calor, debido a la ocurrencia de vesiculación. Sin recurrir a la aplicación de un alto vacío o al uso de un gas reactivo, las piezas vaciadas de aleación de aluminio endurecibles por envejecimiento producidas a partir de HPDC convencional se pueden tratar en solución en forma apropiada sin que se presente vesiculación con la condición que el tiempo a la temperatura se mantenga dentro de los parámetros de procedimiento apropiados descritos en la presente invención. Por lo tanto, las piezas vaciadas pueden ser visiblemente productivas para aplicaciones automotrices y otras aplicaciones para consumidor. La aleación de las piezas vaciadas se puede endurecer o consolidar por precipitación lo que produce propiedades sustancialmente más altas que las del material tal como se vació. En muchos casos, el templado T4 produce mejoras en la ductilidad. Estos beneficios a las propiedades mecánicas también se presentan en forma resumida mediante las figuras 20 y 21, las cuales muestran los datos de 0.2% de carga de prueba, resistencia a la tracción y alargamiento para piezas vaciadas a alta presión tratadas con calor mediante la presente invención, en comparación con las propiedades de las piezas vaciadas en molde a alta presión tal como se vaciaron. Los datos mostrados dentro de las figuras 20 y 21 muestran las diferencias entre las propiedades traccionales tal como se vació en comparación con aquellas que se pueden obtener mediante variantes por templado de la presente invención. Para los templados tratados con calor, el procedimiento de tratamiento en solución de aleaciones para vaciado en molde a presión alta porosas sin vesiculación y el tratamiento térmico subsiguiente se efectúa utilizando los procedimientos de tratamiento térmico descritos en la presente invención. La invención también se puede aplicar a aleaciones de aluminio endurecibles por envejecimiento las cuales no han sido previamente designadas o consideradas como aleaciones para vaciado, como medios para desarrollar atributos mecánicos y/o químicos y/o físicos y/o de procesamiento superiores. La invención también se refiere a aleaciones que tienen adiciones de elementos traza cuyas adición modifica las rutas de procesamiento o los procedimientos de precipitación, como medios para desarrollar atributos mecánicos y/o químicos y/o físicos superiores. Cada una de las figuras 23 a 32 se refiere a piezas vaciadas en molde a alta presión elaboradas a partir de la aleación CA313. Las piezas vaciadas se elaboran en una máquina de cámara fría horizontal Toshiba con una fuerza de enganchamiento de 250 toneladas, un diámetro interno de manguito para inyección de 50 mm y una longitud de 400 mm, utilizando una velocidad en orificio de inyección de 26 m/s. Las piezas vaciadas son especímenes dúctiles cilindricos, y éstas se producen sin el uso de un vacío aplicado o de un gas reactivo y contienen niveles típicos de porosidad. Las figuras 23 a 26 muestran micrografías ópticas respectivas, cada una al mismo aumento indicado en la figura 23 por la barra de escala de 10 µm. Las figuras 23 y 24 muestran micrografías típicas de piezas vaciadas en la condición tal como se vació, tomadas respectivamente en las orillas y en las regiones centrales. Las figuras 23 y 24 muestran la variación usual en a-aluminio y las fases eutécticas entre dichas regiones. Las figuras 25 y 26 muestran micrografías de piezas vaciadas equivalentes a las de las figuras 23 y 24, después de que la pieza vaciada se somete a tratamiento en solución a 490°C durante un período (incluyendo el tiempo para calentar a 490°C) de 15 minutos. Las figuras 25 y 26 tomadas, respectivamente en las regiones de orilla y centrales, muestran un nivel sorpresivo de esferoidización del silicio eutéctico logrado en dicho tiempo corto de tratamiento en solución. Las figuras 27 y 28 muestran una gráfica respectiva de variación en área de partícula de silicio promedio (rombos cerrados), y de la variación en el número de partículas de silicio (asteriscos), con tiempo de tratamiento en solución a 490°C para piezas vaciadas de las muestras dúctiles redondas de la aleación CA313 mostradas en la figura 8. Los datos para la figura 27 se toman en las regiones de orilla de las piezas vaciadas, mientras que los de la figura 28 se toman en las regiones centrales. Las gráficas de las figuras 27 y 28 difieren como consecuencia de la diferencia en la micro-estructura entre dichas regiones mostradas por las figuras 23 a 26. Cada punto de datos en las gráficas se toma a partir de un área fija proveniente de campos múltiples de visión, siendo un área estándar de 122063 µm2. Además, en línea con las figuras 25 y 26, las gráficas de las figuras 27 y 28 muestran una variación sustancial en el área y número de partículas de silicio logrado dentro del tiempo corto de tratamiento en solución requerido por la presente invención en comparación con los tiempos de tratamiento en solución más largos. Para las gráficas de las figuras 27 y 28, las muestras de prueba en las condiciones diferentes se seccionan con una sierra de diamante precisamente en el mismo sitio en muestras equivalentes antes de pulir. Con referencia a los datos de las figuras 23 a 28, las partículas de silicio inicialmente parecen fragmentarse durante el tratamiento en solución, dando un área de partícula promedio más pequeño con números de partícula más grandes. Las partículas después crecen, con una desaceleración de crecimiento aproximadamente a los 20 minutos de tiempo de tratamiento en solución (incluyendo el calentamiento hacia la temperatura) , a la temperatura elegida de tratamiento en solución de 490°C. Para estas piezas vaciadas CA313, cuando se tratan con calor de conformidad con la presente invención, la vesiculación comienza a hacerse evidente con un tiempo de tratamiento en solución de 20 minutos (incluyendo el calentamiento hacia la temperatura) y progresivamente se hacen más inaceptables con tiempos de tratamiento en solución más largos . Los resultados ilustrados por las figuras 25 y 26 y explicados por las figuras 27 y 28 son muy sorpresivos, ya que no se podría esperar que la esferoidización de Si pueda presentarse tan rápidamente. Esto no es una sugerencia de que la evasión de vesiculación con el procedimiento de tratamiento térmico de la presente invención sea un resultado directo de la esferoidización rápida del silicio. Sin embargo, los datos de las figuras 25 a 28 resaltan la velocidad con la cual puede ocurrir el cambio micro-estructural en la temperatura de tratamiento en solución mucho antes de la disolución completa de los elementos del soluto, mientras que es evidente que la evasión de vesiculación se puede atribuir a algún aspecto de los cambios globales que ocurren. Las figuras 29 y 30 son micrografías de microscopia de barrido electrónico (SEM) retro-difusas de las piezas vaciadas en la condición tal como se vació y tratadas con calor, ya sea tal como se vació o en un templado T6. En las imágenes de las figuras 29 y 30, las fases brillantes muestran contraste que surge de las partículas que contienen cobre (un ejemplo se marca como "A") y que contienen hierro (ejemplos marcados como "B" y "C") . No se observa el silicio debido a la cercanía de su número atómico con el del aluminio. Las partículas que contienen hierro están presentes como agujas (ejemplo marcado "B") o como rasgos angulares (ejemplo marcado "C") de los cuales ambos son menos blanco brillante que las partículas que contienen cobre. Una comparación de las figuras 29 y 30 muestra que siguiendo el procedimiento de esta invención, se disuelve una cantidad sustancial de la fase rica en cobre durante el paso de tratamiento en solución de la invención. Un ejemplo del residuo de las partículas ricas en cobre después del procedimiento de tratamiento térmico está marcado con "D", de cuyas partículas moteadas pequeñas se descubre que contienen cobre sin disolver mediante análisis de composición. La figura 31 muestra una imagen de microscopio por transmisión electrónica (TEM) de la aleación tal como se vació de una pieza vaciada de aleación CA313, tomada cerca a [101]a. Esto muestra que los granos de a-aluminio presentan muy pocos precipitados ?' de consolidación (la dirección de los precipitados se marca con flechas) . El análisis adicional encuentra que algunos de los granos de a-aluminio en la condición tal como se vació aparentemente carecen completamente de precipitación de consolidación. La figura 32 es una imagen de TEM también tomada cerca de [101]a de una pieza moldeada equivalente después que se trata con calor de conformidad con la presente invención, en la cual ésta se trata térmicamente en solución a 490°C durante 15 minutos, se templa en agua fría y después se envejece artificialmente hasta una resistencia máxima a 150°C y muestra un cambio sustancial en el tamaño y distribución de los precipitados ?' de consolidación. Por último, se debe entender que se pueden introducir varias alteraciones, modificaciones y/o adiciones en las construcciones y arreglos de las piezas previamente descritas sin alejarse del alcance o ámbito de la invención.

Claims

NOVEDAD DE LA INVENCIÓN Habiendo descrito el presente invento se considera como novedad y por lo tanto se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes: REIVINDICACIONES

1.- Un método para el tratamiento térmico de una pieza vaciada que se produce mediante vaciado en molde a alta presión, que puede exhibir porosidad formadora de ampollas en la condición tal como se vacía, de una aleación de aluminio endurecible por envejecimiento, en el cual el método incluye los pasos de: (a) tratar en solución la pieza vaciada calentando la pieza vaciada hasta y dentro de un intervalo de temperaturas que permita que los elementos del soluto se lleven a una solución sólida; (b) enfriar la pieza vaciada para terminar el paso (a) templando la pieza vaciada a una temperatura menor de 100°C; y (c) envejecer la pieza vaciada después del paso (b) manteniendo la pieza vaciada en un intervalo de temperatura que permita el envejecimiento natural o artificial, caracterizado porque el paso (a) se efectúa para lograr un nivel de solución de elemento de soluto que permita el endurecimiento por envejecimiento sin expansión de poros en la pieza vaciada que ocasione vesiculación inaceptable de la pieza vaciada.

2.- Un método para el tratamiento térmico de una pieza vaciada que se produce mediante vaciado en molde a alta presión convencional, de una aleación de aluminio endurecible por envejecimiento que puede presentar porosidad gaseosa u otra porosidad en la condición tal como se vacía, caracterizado porque el método comprende los pasos de: (a) calentar la pieza vaciada hasta y dentro de un intervalo de temperaturas que permita que los elementos de soluto se lleven a una solución sólida (tratamiento en solución) en la cual el calentamiento es: (i) hasta y dentro de un intervalo de 20 a 150°C por debajo de la temperatura de fusión de solidus para la aleación de la pieza moldeada, y (ii) durante un periodo de tiempo menor de 30 minutos; (b) enfriar la pieza vaciada desde el intervalo de temperatura para el paso (a) templando la pieza vaciada en un fluido para templado a una temperatura entre 0 y 100°C, (c) envejecer la pieza vaciada templada proveniente del paso (b) manteniendo la pieza vaciada en un intervalo de temperatura que permita que el envejecimiento produzca una pieza vaciada endurecida por envejecimiento que presente endurecimiento o consolidación de la aleación, con lo cual por lo menos se reduce al mínimo o se evita sustancialmente la vesiculación de la pieza vaciada endurecida por envejecimiento.

3.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque el envejecimiento en el paso (c) es envejecimiento natural a temperaturas ambientales, tales como de 0°C hasta 45°C, por ejemplo 15°C a 25°C.

4.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque el templado del paso (b) se efectúa a una temperatura apropiada para la consolidación del paso (c) .

5.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque el envejecimiento en el paso (c) es envejecimiento artificial .

6.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 5, caracterizado porque el envejecimiento artificial se efectúa calentando la pieza vaciada templada a por lo menos una temperatura en el intervalo de 50°C a 250°C.

7. - El procedimiento de conformidad con la reivindicación 5, caracterizado porque el envejecimiento artificial se efectúa calentando la pieza vaciada templada en el intervalo de temperatura de 13°C a 220°C.

8.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque la aleación de aluminio tiene 4.5 a 20% en peso de Si, 0.05 a 5.5% en peso de Cu, 0.1 a 2.5% en peso de Fe, 0.01 a 1.5% en peso de Mg, opcionalmente por lo menos uno de Ni hasta 1.5% en peso, Mn hasta 1% en peso y Zn hasta 3.5% en peso, y el resto es aluminio e impurezas incidentales .

9.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque el paso (a) de la reivindicación 1 se efectúa en parte, de manera no isotérmica .

10.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque el paso (a) de la reivindicación 1 se efectúa sustancialmente en forma completamente no isotérmica.

11.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque parte del paso (a) se efectúa en forma sustancialmente isotérmica.

12.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 8, caracterizado porque la pieza vaciada se pre-calienta a una temperatura en el intervalo de 100°C a 350°C antes de la etapa (a) .

13.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque la etapa (c) se efectúa en el intervalo de 0°C hasta 250 °C, a por lo menos un nivel de temperatura, tal como de 0°C a 45°C, por ejemplo de 15°C a 25°C, o de 50°C a 250°C, por ejemplo de 130°C a 220°C.

14.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 13, caracterizado porque la pieza vaciada después del paso (c) está en una condición sub-envejecida en comparación con un templado T6 completo.

15.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 13, caracterizado porque la pieza vaciada después del paso (c) está en una condición de envejecimiento máximo en comparación con un templado T6 completo.

16.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 13, caracterizado porque la pieza vaciada después del paso (c) está en una condición sobre-envejecida en comparación con un templado T6 completo.

17.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque la pieza vaciada se trabaja en frío entre el paso (b) y el paso (c) .

18.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 4, caracterizado porque el enfriamiento desde la temperatura de envejecimiento del paso (c) es mediante templado.

19.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 4, caracterizado porque el enfriamiento desde la temperatura de envejecimiento del paso (c) se efectúa enfriando lentamente en aire o en otro medio.

20.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque la pieza vaciada después del paso (c) carece de ampollas en superficie.

21.- El procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, caracterizado porque la pieza vaciada después del paso (c) carece de cambio dimensional.

22.- Una pieza vaciada a alta presión de una aleación de aluminio endurecible por envejecimiento en una condición tratada con calor que se produce mediante el procedimiento de conformidad con la reivindicación 1 o la reivindicación 2.