MAESTRO EN CIENCIA DE LOS MATERIALES · 2017. 7. 3. · materiales avanzados, s.c. que para obtener...
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CENTRO DE INVESTIGACIÓN EN
MATERIALES AVANZADOS, S.C.
“EFECTO DEL NIQUEL Y
PARÁMETROS DE PROCESO EN LAS
PROPIEDADES MECÁNICAS DE UNA
ALEACIÓN BASE HIERRO”
QUE PARA OBTENER EL TÍTULO DE
T E S I S
PRESENTA:
ING. EDNA PRIETO GARCÍA
MAESTRO EN CIENCIA DE LOS MATERIALES
DIRECTOR DE TESIS: DR. ROBERTO MARTÍNEZ SÁNCHEZ
CHIHUAHUA, CHIH., JUNIO 2006
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AGRADECIMIENTOS
A mis padres
Por su gran apoyo incondicional y porque siempre me han sabido comprender en todo.
A mi esposo
Por ser cómplice en mis metas por apoyarme y darme las fuerzas para seguir adelante y nunca
darme por vencida.
A mis hijas
Por toda su paciencia y amor.
Al Doctor Roberto Martínez Sánchez
Por su amistad, conocimientos y tiempo dedicado para la realización de mi tesis.
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TABLA DE CONTENIDO
INTRODUCCIÓN ……………………………………………………………….. 1
OBJETIVOS ……………………………………………………………………… 2
HIPOTESIS ………………………………………………………………………. 3
CAPITULO 1: PROPIEDADES DE LOS MATERIALES INICIALES ………... 4
1.1 NIQUEL ……………………………………………………………………… 4
1.2 HIERRO ……………………………………………………………………… 5
1.3 ALEACIONES FERROSAS ………………………………………………… 6
1.4 HISTORIA DEL ALEADO MECANICO …………………………………... 6
1.5 ETAPAS DEL PROCESO …………………………………………………… 7
1.5.1 ALEADO MECANICO …………………………………………………… 7
1.5.2 COMPACTADO …………………………………………………………… 8
1.5.3 SINTERIZADO ……………………………………………………………. 8
1.6 DIAGRAMA DE FASE ……………………………………………………… 9
1.6.1 SISTEMA Fe-Ni ……………………………………………………………. 9
CAPITULO 2: DESARROLLO EXPERIMENTAL …………………………….. 11
2.1 GENERALIDADES ………………………………………………………….. 11
2.2 CARACTERIZACION ………………………………………………………. 14
CAPITULO 3: RESULTADOS Y DISCUSION ………………………………… 15
3.1 DIFRACCION DE RAYOS-X ……………………………………………….. 15
3.2 PROPIEDADES MECANICAS ……………………………………………… 29
3.3 MICROSCOPIA ELECTRONICA DE BARRIDO ………………………….. 35
CAPITULO 4: CONCLUSIONES ……………………………………………….. 46
REFERENCIAS ………………………………………………………………….. 48
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1
INTRODUCCION
La molienda de materiales ha sido un proceso de interés fundamental en la industria minera, de
procesamiento de cerámicos así como en la metalurgia de polvos. Dentro de los objetivos propios
del proceso de molienda, se pueden incluir: mezclado, trituración, reducción de tamaño y
modificación morfológica de partícula (G. Cocco, 1992). De igual manera es posible alterar
parámetros específicos como la morfología y estructura de partícula para así tener una mejor
interacción entre componentes ó facilitar la separación de los mismos, de acuerdo a cierto interés
en particular.
Una de las aplicaciones potenciales de este tipo de proceso es la posibilidad de alear en estado
sólido de manera mecánica, dos o más metales o inducir reacciones químicas (G.Cocco, 1992,
John S. Benjamín, 1992). En algunos sistemas, una vez que la estructura se refina, se inician
reacciones de estado sólido entre las fases iniciales activadas mediante la molienda, llevándose a
cabo la formación de aleaciones o compuestos. Ciertos compuestos intermetálicos sufren una
transición de fase cristalina a amorfa a temperatura ambiente bajo el impacto continuo en molinos
de bolas de alta energía.
Si bien los fundamentos de los procesos fisicoquímicos que ocurren durante el aleado mecánico
(AM) no están totalmente entendidos, existe actualmente un gran interés en el estudio de
formación de fases metálicas amorfas producidas mediante AM y rolado en frío de polvos
metálicos, para explicar y entender aspectos asociados con reacciones en estado sólido.
El desarrollo del presente trabajo lleva a cabo el proceso de AM asociado con la metalurgia de
polvos pueden mejorar los resultados obtenidos, comparándolos estos a que si solo se utilizara la
metalurgia de polvos. De esta forma se obtiene una aleación madre de Fe75Ni25, molida a
diferentes tiempos a la cual después de seleccionar diferentes porcentajes de Ni de esta aleación
se le adicionaran polvos de Fe, Cu y Mo sin moler.
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2
OBJETIVO PRINCIPAL:
El objetivo principal del presente trabajo es determinar el efecto de la concentración % de Ni,
tiempo de molienda y temperatura de sinterización en una aleación Fex Niy Mo1 Cu1.4
OBJETIVOS GENERALES:
Realizar un estudio microestructural de los polvos empleados para la aleación, usando
la técnica de Difracción de Rayos X (DRX), antes y después de efectuada la molienda
y determinar la influencia que tiene el níquel en las diferentes aleaciones conforme se
va incrementando la concentración de este elemento o conforme varia el tiempo de
molienda. Así como el de observar el comportamiento que se presenta posteriormente
al sinterizar la aleación y determinar el efecto de la variación de temperatura en dicha
aleación.
Efectuar un análisis metalográfico a las pastillas fabricadas a partir de los polvos
aleados mecánicamente, para así determinar la evolución estructural al incrementar el
% de níquel en nuestra aleación de estudio.
Hacer pruebas mecánicas de compresión y microdureza a las pastillas obtenidas
después de un proceso de sinterizado y observar el comportamiento mecánico que
tienen estas al modificar la temperatura de este proceso, así como el de analizar el
comportamiento que presentan las muestras en estas pruebas al ir incrementando la
concentración de níquel y modificando el tiempo de molienda.
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3
HIPOTESIS
En el presente trabajo se espera obtener una mejora en las propiedades mecánicas de la aleación,
específicamente resistencia mecánica, así como en la dureza, al aumentar el porcentaje de níquel y
modificar las condiciones de procesamiento.
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CAPITULO 1: PROPIEDADES DE LOS MATERIALES INICIALES
1.1 NIQUEL
Su símbolo es Ni, es un elemento metálico magnético, de aspecto blanco plateado, utilizado
principalmente en aleaciones ya que aporta dureza y resistencia al acero. Es uno de los elementos
de transición del sistema periódico y su número atómico es 28.
Durante mucho tiempo el níquel se utilizó en la acuñación de monedas (en aleaciones de níquel y
cobre), pero no fue reconocido como sustancia elemental hasta el año 1751, cuando el químico
sueco Axel Fredericc Cronstedt consiguió aislar el metal de una mena de niquelita.
El níquel es un metal duro, maleable y dúctil, que puede presentar un intenso brillo. Tiene
propiedades magnéticas por debajo de 345 ºC. Presenta un punto de fusión de 1,455 ºC y un punto
de ebullición de 2,730 ºC.
El níquel aparece en forma metálica en los meteoritos. También se encuentra, en combinación con
otros elementos y en minerales. Los mayores depósitos de níquel se encuentran en Canadá; en
1957 se descubrieron ricos yacimientos en el norte de Québec. Otros países importantes
productores de níquel son Rusia, Australia e Indonesia.
Las menas de níquel contienen generalmente impurezas, sobre todo de cobre. Las menas de
sulfuros, se suelen fundir en altos hornos y se envían en forma de matas de sulfuro de cobre y
níquel a las refinerías, en donde se extrae el níquel mediante procesos diversos. Al hacer pasar
monóxido de carbono por el níquel impuro se forma carbonilo de níquel, un gas volátil. Este gas,
calentado a 200ºC, se descompone, depositándose el níquel metálico puro.
Los aceros que contiene entre un 2% y un 4% de níquel, se utiliza en piezas de automóviles,
como ejes, cigüeñales, engranajes, llaves y varillas, en repuestos de maquinaria y en placas para
blindajes.
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5
1.2 HIERRO
Es un elemento metálico, magnético, maleable y de color blanco plateado. Tiene un número
atómico 26 y es uno de los elementos de transición del sistema periódico.
El hierro fue descubierto en la prehistoria y era utilizado como adorno y para fabricar armas; el
objeto más antiguo, aún existente, es un grupo de cuentas oxidadas encontrado en Egipto, y data
de 4000 a. C. El término arqueológico “Edad del Hierro” se aplica solo al periodo en el que se
extiende la utilización y el trabajo del hierro. El procesado moderno del hierro no comenzó en
Europa central hasta la mitad del siglo XIV.
El hierro puro tiene una dureza de 150 vickers. Es blando, maleable y dúctil. Se magnetiza
fácilmente a temperatura ordinaria; es difícil magnetizarlo en caliente y aproximadamente a 790
ºC desaparecen las propiedades magnéticas. Tiene un punto de fusión de aproximadamente 1,535
ºC, y un punto de ebullición de 2,750 ºC.
El metal existe en tres formas alotrópicas distintas: hierro-alfa, hierro-gamma, hierro-delta. La
disposición interna de los átomos en la red del cristal varia en la transición de una forma a otra. La
transición de hierro-alfa a hierro-gamma se produce aproximadamente a 900 ºC, y la transición de
hierro-gamma a hierro-delta; se produce aproximadamente a 1,400ºC.
Las distintas propiedades físicas de las formas alotrópicas y la diferencia en cantidad de carbono
admitida por cada una de las formas desempeñan un papel importante en la formación, dureza y
temple del acero.
El hierro solo existe en estado libre en unas pocas localidades, en concreto al oeste de
Groenlandia. También se encuentra en los meteoritos, normalmente aleado con níquel. En forma
de compuestos químicos, está distribuido por todo el mundo, y ocupa el cuarto lugar en
abundancia entre los elementos de la corteza terrestre. El hierro comercial contiene
invariablemente pequeñas cantidades de carbono y otras impurezas que alteran sus propiedades
físicas, pero estas pueden mejorarse considerablemente añadiendo más carbono y elementos de
aleación.
La mayor parte del hierro se utiliza en formas sometidas a un tratamiento especial, como el hierro
forjado, el hierro colado y el acero.
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6
1.3 ALEACIONES FERROSAS
Más del 90% de los materiales metálicos usados por los humanos empezaron siendo aleaciones
ferrosas.
La mayoría de los diseños de ingeniería que requiere un soporte de carga estructural o
transmisión de fuerza implica aleaciones ferrosas.
Estas aleaciones están dividas en dos categorías basadas en la cantidad de carbón que se encuentra
en la composición de las aleaciones. Los aceros generalmente contienen entre 0.05 y 2% peso
Carbono. En el caso del hierro generalmente contiene entre 2% y 4.5% peso. Carbono. Dentro de
la categoría de los aceros distinguiremos una cantidad de otros elementos aleantes que son
adicionados a estos. Una composición de 5% peso. Total de adición de elementos de aleación
servirá como un límite arbitrario entre baja aleación y alta aleación de aceros.
Estas adiciones nos pueden dar un incremento en el costo del material.
Estas son justificadas solo por un mejoramiento esencial en las propiedades, las cuales pueden ser:
alta resistencia mecánica, resistencia al desgaste o un mejoramiento en la resistencia a la
corrosión.
1.4 HISTORIA DEL ALEADO MECANICO
El empleo de los metales en polvo se remonta a cientos de años atrás. Pero fue apenas el siglo
pasado cuando esta técnica surgió como tal.
Este proceso se desarrolló en la década de los 60’s por John S. Benjamín en el laboratorio de
investigación de INCO en un esfuerzo por encontrar el modo de combinar el endurecimiento por
dispersión de óxidos con el endurecimiento por precipitación de fases y en superaleaciones base
níquel para aplicaciones en turbinas de gas (Benjamín, J. S., 1970).
El termino aleación mecánica o mechanical alloying (MA) fue introducido por E. C. Mc Queen a
finales de los 60’s y la primera producción comercial de un material endurecido por dispersión
obtenido por este método se realizó a principios de la década de los 70 con la aleación INCONEL
MA754, seguida de las MA758 y MA 6000; todas ellas superaleaciones base níquel (Benjamín, J.
S., 1992 y 1970).
Durante estas dos últimas décadas se han producido por medio del aleado mecánico, una gran
variedad de aleaciones en polvo. Se ha logrado desarrollar diversas aplicaciones del aleado
mecánico y se han extendido sobre materiales cerámicos y polímeros; en la actualidad gracias a
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numerosos trabajos dedicados al estudio del proceso de molienda se conocen distintos parámetros
(energía del molino, número de bolas, tipo de impactos, etc.), lo que aún falta por explicar es la
cinética de la formación de fases por medio del aleado mecánico (M. Seidel, 2000).
1.5 ETAPAS DEL PROCESO
1.5.1 ALEADO MECANICO
El aleado mecánico (AM) es un proceso en el que se forman aleaciones por medio de una fuerza
compresiva en el cual las partículas se van soldando por medio de la molienda constante, estas se
hacen en equipos llamados molinos de alta energía que por medio de bolas o rodillos aplican
impactos mecánicos, estos provocan una deformación plástica, soldadura en frió y fractura en los
polvos debido a la colisión y la repetición que experimentan las partículas al ser atrapadas entre
los medios mecánicos (P. G. McCormick et al. 1998); la realización de eventos produce la
aleación de los polvos, con una microestructura ultrafina que le brinda propiedades únicas al
producto final. Durante el AM se tienen que seleccionar los parámetros con los cuales se va
trabajar y el proceso que se va a llevar a cabo, uno de los parámetros utilizados es el tiempo de
molienda, este puede variar de pocas horas hasta cientos.
La mezcla de polvos aleados mecánicamente son vaciados en moldes para, que por medio de una
fuerza de compresión, se obtengan piezas manejables y manipulables, también se pueden usar
como catalizadores o conductores. Las piezas obtenidas después del compactado se les conocen
como compacto en verde y como estas por si solas carecen de una buena resistencia, es necesario
realizarles un proceso de sinterizado para que, debido a la difusión, se obtenga mejor resistencia.
La comparación entre el AM y las aleaciones convencionales son algunas, entre las que se
encuentra el costo del material, que en el AM los metales utilizados son los polvos y son más
costosos que los metales sólidos, pero es justificable ya que se obtienen propiedades
excepcionales, otro detalle es que para trabajarlos no se requiere elevadas temperaturas de
procesamiento (G. Cocco, 1992 y S. D. De la Torre, 2000) al contrario de las aleaciones
convencionales que requieren utilizar elevadas temperaturas para fundir el material y realizar la
mezcla, otro inconveniente es que no todos los materiales tiene el mismo punto de fusión, pero
para el AM esto no es una limitante ya que se pueden mezclar polvos con diferente punto de
fusión para realizar la aleación en estado solidó (G. Cocco y J. S. Benjamín, 1992).
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La molienda de alta energía (J. S. Benjamín, Vol. 7, 1992.) es un proceso posible de ser adaptado
a escala industrial para el desarrollo de materiales a gran escala. Debido a la importancia en la
industria de los aceros aleados mecánicamente, muchos estudios van dirigidos a los aspectos de su
proceso y comportamiento (K. Narassimhan, 1992- A. Graham, 1997). Sin embargo, cada estudio
ha sido usado en aleaciones o métodos de tratamiento diferentes y las comparaciones de las
propiedades estandarizadas son difíciles de investigar.
1.5.2 COMPACTADO
Una de las etapas críticas en el procesamiento de materiales particulados es el compactado. Es
aquí donde el polvo es introducido en un molde y se comprime mediante el empleo de prensas
mecánicas o hidráulicas, dando como resultado una forma que se conoce como compacto en
verde. La mayoría de las prensas empleadas para esta etapa del proceso son uniaxiales, en donde
la presión aplicada al polvo corre en una misma dirección, por lo que las partículas de los polvos
se mueven principalmente en dirección a la fuerza aplicada; como la presión es aplicada por un
solo émbolo, la densidad máxima ocurre en la zona mas cercana a este y va disminuyendo
conforme se aleja de esta área, por lo que decrece la relación longitud/diámetro que puede
obtenerse en las piezas. Empleando prensas de doble acción, se pueden obtener piezas con una
densidad más uniforme y productos de un espesor mayor pueden ser compactados.
Después del compactado las piezas obtenidas carecen de fuerza y resistencia, se desmoronan
fácilmente al menor esfuerzo, por lo que es necesario llevar a cabo la operación posterior de
sinterizado.
1.5.3 SINTERIZADO
El sinterizado es una operación de tratamiento térmico y también de densidad, que se lleva a cabo
sobre un compactado para unir sus partículas, incrementando con esto su resistencia y dureza.
Dicho tratamiento se usa, por lo general, dentro de un ambiente de atmósfera controlada y en un
intervalo de temperaturas entre el 60 y 90% de la temperatura de fusión del elemento más
significativo.
En este proceso la temperatura de sinterización debe de ser lo suficientemente alta para que se
logre una recristalización completa, que haga desaparecer los límites de cada partícula y queden
contenidas en una masa total, dando como resultado una difusión atómica en estado sólido. Esta
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9
temperatura nunca debe de llegar a la temperatura de fusión, en este caso se habla de sinterización
en fase sólida. Cuando se mezclan polvos de diferentes metales con diferente punto de fusión, la
temperatura de sinterización puede ser mayor a la temperatura de fusión de algún metal, lo que
provocará que se acelere la difusión de las partículas, en este caso se habla de sinterización en
fase líquida, sin embargo no es conveniente que la parte fundida sobrepase un 30% de la masa
total para evitar deformaciones en las piezas a sinterizar.
Para describir este proceso se puede decir que se genera una difusión atómica y que las distintas
partículas unidas durante la etapa del compactado se juntan y crecen hasta formar una pieza
uniforme.
1.6 DIAGRAMAS DE FASE
1.6.1 SISTEMA Fe-Ni
El diagrama de equilibrio del sistema binario Fe-Ni incluye un compuesto intermetálico y las
fases terminales αFe, δFe, (γFe, Ni).
Para el sistema Fe-Ni, se presenta en la siguiente tabla la composición en % at. Ni, su designación
strukturbericht y su grupo espacial.
Tabla 1.1.- Sistema de los compuestos intermetálicos Fe-Ni
Fase Composición
% at. Ni
Grupo
Espacial
Designación
Strukturbericht
αFe 0-7.0 m
3Im A2
γFe,Ni 0-100 mFm
3 A1
δFe 0-3.5 m
3Im A2
FeNi3 63-85 mPm
3 L12
La zona αFe tiene una estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC) y es estable a temperaturas
menores de 912 °C y el intervalo máximo de composiciones va desde 0% at. Ni hasta un máximo
de aproximadamente 7.0% Ni.
La zona central del diagrama esta cubierta por la fase (γFe, Ni), la cual es una solución sólida de
hierro y níquel. La fase tiene una red cristalina cúbica centrada en las caras (FCC).
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10
A 347 ºC y 49% at. de Ni, se presenta una reacción invariante eutectoide.
La fase Fe estable a altas temperaturas (localizada en el extremo superior izquierdo) presenta un
intervalo de composiciones de 0 – 5.5% at. Ni. Presenta una estructura cristalina cúbica de cuerpo
centrado (BCC) y sus parámetros reticulares son mayores a los de la fase Fe.
Esta fase también nos indica un estrecho de dos fases en la región α+δ y en la reacción peritéctica
L en 1514 ±2 °C y 3.5, 4.9 y 4.2 (±0.5) % at. Ni. El mínimo calculado para la fase
líquida es de 1440 °C y 66 % at. Ni.
El compuesto íntermetálico FeNi3 tiene una red cristalina cúbica centrada en las caras ordenada y
se forma en 517 °C y 72 % at. Ni.
Figura 1.1.- Diagrama de Fases del sistema Fe-Ni.
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CAPITULO 2: DESARROLLO EXPERIMENTAL
11
CAPITULO 2: DESARROLLO EXPERIMENTAL
2.1 GENERALIDADES
Los elementos iniciales fueron polvos de Fe, Ni, Cu y Mo de la marca ALFA AESAR con las
características mostradas en la Tabla 2.1.
Tabla 2.1.- Tamaño original de partícula y pureza de los polvos precursores
de Fe, Ni, Cu y Mo empleados en el presente trabajo.
Elemento Tamaño de Partícula Pureza Máxima
Fe Malla -200 ( - 74.0 m) 99.9
Ni Malla -300 ( - 51.8 m) 99.9
Cu Malla -150 ( - 105 m) 99.5
Mo Malla -200 ( - 74.0 m) 99.7
Las composiciones empleadas en el presente desarrollo experimental son mostradas en la Tabla
2.2.
Tabla 2.2.- Composición en peso de los elementos empleados en estas investigación
%Ni %Cu %Mo %Fe
2
4
6 1.4 1.0 Balance
8
10
Previamente se preparó mediante AM una aleación madre en polvo la cual presentó la
composición nominal de Ni25Fe75 en % at.
Esta aleación fue molida durante 5, 10 y 15 horas.
La realización del pesaje de alta precisión fue llevada a cabo en una balanza analítica. Una vez
obtenido el peso de los polvos metálicos se vaciaron en un recipiente de acero inoxidable con una
capacidad de 60 ml a los cuales se le añadió 3 gotas de metanol el cual se utiliza como agente
controlador, las bolas empleadas como medio de molienda
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CAPITULO 2: DESARROLLO EXPERIMENTAL
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Presentaban un diámetro de 1/2". La relación en peso bolas:polvo empleadas para todas las
corridas de molienda fue mantenida, 4:1.
Este recipiente fue sellado en atmósfera inerte, dentro de una caja purgada con gas argón de Alta
pureza. La molienda fue realizada en un equipo comúnmente empleado para el AM, en nuestro
caso utilizamos un molino SPEX tipo “Shaker” de alta energía con ciclos de operación de 1600
rpm. Cada muestra fue procesada en ciclos de 30 minutos de molienda y 30 minutos de reposo
para evitar el calentamiento de la muestra y del equipo. Los polvos molidos fueron manipulados
al aire libre sin ningún problema de que estos presentaran ignición.
Se preparó adicionalmente, una mezcla física de los materiales anteriores (blanco) con el fin de
apreciar y comparar las características originales de los materiales. Se pesaron las cantidades
correspondientes de polvos de Fe y Ni, adicionado a cada muestra la cantidad correspondiente de
Cu, Mo y Fe. Las condiciones de procesamiento fueron similares a las utilizadas durante la
molienda de las muestras anteriores, pero sin utilizar bolas ni agente control de proceso. La
precaución anterior es para asegurar la obtención de una mezcla inicial homogénea, sin
modificaciones estructurales ocurridas durante el aleado de componentes.
Los productos de la molienda fueron tomados como una aleación de partida para llegar a las
composiciones mostradas en la tabla. Para esto se pesaron en la balanza analítica las cantidades
correspondientes para lograr las composiciones deseadas, la Tabla 2.3 presenta los porcentajes
empleados para la fabricación de las aleaciones a evaluar.
Tabla 2.3.- Porcentajes empleados en cada muestra
Identificación
%Ni
%Aleación
Madre
(Ni25Fe75)
%Cu
%Mo
%Fe
a 2 8
1.4
1.0
89.6
b 4 16 81.6
c 6 24 73.6
d 8 32 65.6
e 10 40 57.6
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CAPITULO 2: DESARROLLO EXPERIMENTAL
13
Los polvos obtenidos de cada concentración y de cada tiempo de molienda de la aleación madre
fueron compactados durante 2 minutos y 3 Ton.
Los productos consolidados fueron sinterizados al vació en un horno Neytech a diferentes
temperaturas (900, 950 y 1000°C) durante 5 horas y enfriados en el horno, como muestra la
Figura 2.1.
T
em
pe
ratu
ra (
ºC)
Tiempo (minutos)
Figura 2.1.- Diagrama esquemático de sinterizado
5 horas
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CAPITULO 2: DESARROLLO EXPERIMENTAL
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2.2 CARACTERIZACION
Los productos de la molienda, las mezclas de polvos y los productos sinterizados fueron
caracterizados mediante Difracción de Rayos-X, Microscopia Electrónica de Barrido,
Microdureza y Ensayo de Compresión. La Tabla 2.4 presenta los equipos y condiciones
empleadas en la caracterización.
Tabla 2.4.-Técnicas, equipos y condiciones utilizadas en la caracterización en el presente trabajo.
Técnica o Equipo Modelo Condiciones
DRX Difractómetro Siemens
D5000
20-120 en 2
Paso 0.05°
MEB JEOL- JSM-5800 LV 20 KV
100, 1000 y 2500X
HV Future Tech-FM7 500 gf-20s
Compresión Instron- 4469 Desplazamiento del cabezal
1 mm/min
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CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
15
CAPITULO 3: RESULTADOS Y DISCUSION
3.1 DIFRACCION DE RAYOS-X
En la Figura 3.1 se presenta el patrón de difracción de rayos X (DRX) de la mezcla inicial con 0
horas de molienda y con una composición nominal Fe75Ni25. El difractograma nos presenta las
reflexiones características para cada uno de los elementos iniciales. Es evidente la presencia de
picos bastante afilados y altos valores en intensidad, típicos de muestras cristalinas.
20 40 60 80 100 120
*Fe
Ni
**
**
*Mezcla
Inte
ns
ida
d (
u.a
.)
2 (grados)
Figura 3.1.- Patrón de DRX de una muestra FeNi mezclada
15 min. En el molino Spex sin medio de molienda
ni agente de control de proceso
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CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
16
Se puede observar que las líneas de difracción del Fe presentan mayor intensidad, este
comportamiento puede deberse a varios factores como: diferente concentración en la mezcla y
número atómico. Los elementos iniciales utilizados muestran picos estrechos y afilados.
La Figura 3.2 nos muestra las distintas variaciones en los difratogramas como una función del
tiempo de molienda. Se puede observar una disminución en las intensidades, así como un
ensanchamiento y desaparición de los picos de Ni. En tiempos cortos de molienda se presenta una
marcada disminución en las intensidades relativas.
Este es un comportamiento general que ha sido reportado por numerosos autores en una gran
variedad de sistemas metálicos (T. Ziller, G. Le Caer, et al. 1999).
20 40 60 80 100 120
Molienda de 15h
Molienda de 10h
Molienda de 5h
Mezcla
*Fe
Ni
***
*
*
Inte
ns
ida
d (
u.a
.)
2 (grados)
Figura 3.2.- Variación de los patrones de DRX
como función del tiempo de molienda
en atmósfera de argón.
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CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
17
Los picos de difracción de este trabajo, presentan un ensanchamiento, característico de una
disminución en el tamaño de cristalita. Los picos secundarios de Ni empiezan a desaparecer y
moverse un poco hacia bajos valores de 2, signo de variación del parámetro de red por
introducción de átomos de diferente radio atómico (inicio del aleado). Se encontró que para el
sistema Ni50Mo50 con 2 horas de molienda son suficientes para inducir un considerable
ensanchamiento en los picos de difracción debido a la reducción de tamaño de cristalita e
incremento de desorden reticular (G. Cocco, Vol 45).
El efecto es más marcado en las primeras 5 horas de molienda, para los picos correspondientes del
Ni, ya que estos se van traslapando con los del Fe.
Se ha reportado en el sistema Ni-Mo (Giorgio Cocco, Stefano Enzo et al. 1989), que con 10 h de
molienda, las líneas de Ni están completamente ausentes en el patrón de DRX y la aparición de
una fase amorfa de NiMo, de manera análoga al comportamiento de nuestro sistema FeNi, se
obtiene una solución sólida de Fe con poco Ni. En el sistema Cu-Zn, sugiere que la desaparición
de picos en los patrones de DRX indica aleación entre componentes (A. E. Bayer, 1997).
A las 15 h se observa la presencia de una mezcla de reflexiones de la solución sólida de FeNi.
En la Figura 3.3 se presentan el difractograma obtenido en la mezcla Fe, Ni, Cu, Mo. La muestra
original (0 h de molienda) tiene picos afilados e intensos, en la Tabla 3.1 se muestra la
composición de la mezcla.
Los picos correspondientes al plano (110), (200), (211), (220) y (310) pertenecen al Fe que
presenta mayor intensidad y que las líneas de difracción del Mo y Cu son las que presentan menor
intensidad.
Tabla 3.1.- Composición de los elementos mezclados
%Ni %Cu %Mo %Fe
2.6 1.4 1.0 95.0
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CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
18
20 40 60 80 100 120
*
*
*
*
*
Cu
Mo
*Fe
Ni
Mezcla
Inte
ns
ida
d (
u.a
.)
2 (grados)
Figura 3.3.- Patrón de DRX de una muestra FeNi con Fe, Cu y Mo
que se usaron como aditivos mezclados 15 min. en el molino
Spex sin medio de molienda ni agente de control de proceso.
En la Figura 3.4-3.6 presentan los difractogramas de las mezclas de FeNi, Mo, Cu y Fe. Cada
difractograma corresponde a una composición de Ni de acuerdo a la Tabla 2.3.
Es importante resaltar que a pesar de tener una concentración de Ni de hasta 10% at., no se
observan sus picos característicos, esto es debido a que se encuentra en solución sólida con el Fe.
Así mismo, debido a las cantidades adicionadas de Fe (Tabla 2.3) no es posible apreciar picos
anchos de Fe (Figura 3.2) ni desplazamiento de los mismos.
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CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
19
20 40 60 80 100 120
****
*Cu
Mo
*Fe
Ni
5h-e
5h-d
5h-c
5h-b
5h-a
mezclado
Inte
ns
ida
d (
u.a
.)
2 (grados)
Figura 3.4.- Patrón de DRX de una muestra FeNi, Cu, Mo con una
molienda de 5 horas en el molino Spex con atmósfera de argón.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
20
20 40 60 80 100 120
****
*Cu
Mo
*Fe
Ni
10h-e
10h-d
10h-c
10h-b
10h-a
Mezcla
Inte
ns
ida
d (
u.a
.)
2 (grados)
Figura 3.5.- Patrón de DRX de una muestra FeNi, Cu, Mo con una
molienda de 10 horas en el molino Spex con atmósfera de argón.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
21
20 40 60 80 100 120
****
*Cu
Mo
*Fe
Ni
15h-e
15h-d
15h-c
15h-b
15h-a
Mezcla
Inte
ns
ida
d (
u.a
.)
2 (grados)
Figura 3.6.- Patrón de DRX de una muestra FeNi, Cu, Mo con una
molienda de 15 horas en el molino Spex con atmósfera de argón.
Los patrones de DRX nos pueden ofrecer valiosa información, no apreciable a simple vista.
Como primera aproximación, podemos utilizar la ecuación de Scherrer para realizar una
estimación del tamaño de cristalita a partir del ensanchamiento en patrones de difracción. La
deducción de la fórmula presentada en la ecuación número 1, puede encontrarse en el libro de
elementos de DRX (B. D. Cullity, 1978). Es importante señalar que esta fórmula ofrece solo una
aproximación del tamaño de cristalita de los polvos aleados mecánicamente.
El tamaño de cristalita puede ser calculada por la medición del pico de bragg a la mitad del
máximo de la intensidad y usando la ecuación de Scherrer:
cos
9.0
Bt Ecuación 3.1
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
22
donde
t = tamaño de cristalita
λ = longitud de onda empleada en el difractómetro [Ǻ]
B = ancho de pico a la mitad del máximo de la intensidad [en rad]
θ = ángulo de Bragg
En años recientes, esta ecuación ha sido aceptada ampliamente para la evaluación de tamaños de
cristal.
Aplicando esta formula se determina el tamaño de cristalita para cada composición y separando
las reflexiones de Ni y Fe para cada tiempo de molienda.
La Tabla 3.2 presenta el tamaño de cristalita a los diferentes tiempos de molienda.
Tabla 3.2.- Tamaño de la cristalita en los elementos
Tiempo de Molienda (h) 0 5 10 15
Fe Tamaño de Cristalita (nm) 208.35 64.23 62.66 59.48
Ni Tamaño de Cristalita (nm) 194.75 56.86
En la Figura 3.7 se puede observar la reducción de cristalita, con respecto al tiempo de molienda.
Es claro que hay una reducción en el tamaño de cristalita del Fe y el Ni, observándose que el Ni es
el elemento que presenta mayor descenso en su valor durante las primeras 5 h de molienda. No
obstante el Fe presenta una mayor disminución de la cristalita después de 10 h de molienda,
igualmente sigue una disminución a las 15 h de molienda. La variación en estos resultados se
puede atribuir que a 5 h de molienda existe una fractura tanto del Ni como del Fe por lo que en
ambos elementos existe una disminución de tamaño de cristalita. El tamaño de cristalita del hierro
sigue disminuyendo a las 10 h y 15 h de molienda. El Ni No es posible distinguirlo después de las
10 h de molienda ya que se encuentra en solución sólida con el Fe.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
23
0 5 10 15
60
80
100
120
140
160
180
200
220
Ta
ma
ño
de
Cri
sta
lita
(n
m)
Tiempo de Molienda (h)
Fe
Ni
Figura 3.7.- Variación del tamaño de cristalita con respecto
Al tiempo de molienda en la composición Fe75Ni25.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
24
Figura 3.8.- Ancho del espectro de difracción de rayos-X
La Figura 3.8-a nos muestra un ejemplo del efecto de tamaño de cristalita sobre el
ensanchamiento del pico, la Figura 3.8-b muestra la nomeclatura empleada en la ecuación de
Scherrer para el pico de difraccion.
Durante el AM las partículas de polvo están sujetas a grandes deformaciones plásticas, lo que
provoca deslizamientos y cambia en su forma cada grano. Los cambios en la forma de cualquier
grano son determinados no solamente por las fuerzas aplicadas a las partículas de los polvos, si no
también, por el hecho de que cada grano conserva el contacto con sus granos vecinos. Debido a
esta interacción entre granos, cada grano en la partícula no es libre de deformarse en la misma
manera que lo haría un cristal simple. Como resultado de esta restricción por sus vecinos, un
grano deformado plásticamente presenta regiones de deformación residual uniforme la cual dará
un cambio paralelo en los picos de difracción de rayos-x, y en regiones de deformación no
uniforme dará un ensanchamiento en los picos de difracción de rayos-x. La deformación residual
permanecerá en las partículas después de la molienda.
Disminución del
tamaño de cristalita
y microtensiones
Imax
Imax/2
BM
(a) (b)
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
25
En la investigación original de Sherrer, el parámetro de ensanchamiento B debido puramente al
cambio de tamaño de cristalita y a la deformación fue obtenido, del ensanchamiento medio del
pico de difracción, BM (Figura 3.8-b) y el ancho medio BI debido al instrumento a la mitad de la
intensidad máxima del pico. El ensanchamiento BI es medio bajo condiciones geométricas
similares usando un material con un tamaño de cristalita mayor a 100 nm. El parámetro de
ensanchamiento B puede ser obtenido por la siguiente ecuación:
B = BM - BI Ecuación 3.2
El ensanchamiento del pico de difracción de rayos-X es inversamente proporcional al tamaño de
cristalita por el cosθ, debido a la tensión de la red es proporcional a la tanθ. De este modo al
combinar estas dos ecuaciones se obtiene una ecuación para el ensanchamiento total.
tan
cos
9.0
tB Ecuación 3.3
en la cual
ε = microdeformación interna;
λ = longitud de onda empleada en el difractómetro [Ǻ];
B = ancho del pico a la mitad del máximo de la intensidad [en rad];
t = tamaño de cristalita [Ǻ];
θ = ángulo de Bragg.
Así en la ecuación 3.3 podemos medir el ancho de los picos de difracción de rayos-X, mientras
que ε y t son desconocidos. Para resolver esta ecuación puede ser escrita como:
sent
B 9.0
cos Ecuación 3.4
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
26
Donde B cosθ es graficado como una función de senθ, y mediante regresión lineal, el tamaño de
cristalita t puede ser calculado de la intersección 0.9λ/t y el valor de la microdeformación interna ε
es obtenido directamente de la pendiente de la línea recta.
Una vez realizado el calculo del ancho del pico B se procede a graficar B cosθ contra senθ y
aplicando regresión lineal, tal como se aprecia en la Figura 3.9 y 3.10 se determina el tamaño de
cristalita y ε (microdeformación interna) para cada composición, separando las reflexiones de Fe y
Ni y cada tiempo de molienda. Toda esta información obtenida se debe a la aplicación del método
de Williamson-Hall (Kedzierzawsky, 2000).
La representación de β cosθ frente al senθ para cada reflexión nos da una recta cuya pendiente nos
permite calcular las microdeformaciones de la red. En la Figura 3.9 se representan estos valores
junto a las regresiones lineales calculadas para algunos tiempos de molienda del Fe. Se puede
observar como la pendiente de la recta aumenta con el tiempo de molienda, debido a que las
microdeformaciones así lo hacen por efecto del aleado mecánico. También se puede observar
como la ordenada en el origen aumenta, por lo que el dominio cristalino disminuye.
En la Figura 3.10 (a) se observan las pendientes de las rectas positivas correspondientes al Ni. En
esta Figura no son evidentes las microdeformaciones internas en la red, a comparación de lo que
muestra la Figura 3.10 (b) donde revela un mayor incremento en estas, lo que se atribuye el
traslape del pico del Ni en Fe, esto es registrado en patrones de difracción. El tamaño de cristalita
vuelve a un aumentar nuevamente a las 10 h y 15 h de molienda debido a una soldadura que
pueden sufrir las partículas en este proceso de molienda.
Los datos obtenidos a partir de la aplicación del método de Williamson-Hall indican que las
primeras 5 h de molienda provoca un refinamiento en la microestructura y un aumento de la
microdeformación de los polvos de Ni y Fe.
El resultado obtenido es una disminución del dominio cristalino que produce la deformación
plástica y aumenta el número de dislocaciones en el polvo. El comportamiento de estas
dislocaciones puede ser muy variado (Tao, N. R. 2002).
Se puede decir que el proceso de AM, es una mezcla de polvos sometida a la deformación,
fractura y soldadura de partículas mediante las colisiones de alta energía (Cocco, 1992, Benjamín,
1992, Zheng, 2003.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
27
0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0
0.000
0.005
0.010
0.015
0.020
0.025
0.030
0.035
Pendiente
Fe 0 h
Y = A + B * X
Parameter Error
--------------------------------------------
A 0.01994 0.00967
B 0.00354 0.01471
Bco
s
rad
)
sen
0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0
0.000
0.005
0.010
0.015
0.020
0.025
0.030
0.035
Pendiente
Fe 5 h
Y = A + B * X
Parameter Error
-------------------------------------------
A 0.01994 0.00967
B 0.00354 0.01471
Bco
s
rad
)
sen
(a) (b)
0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0
0.000
0.005
0.010
0.015
0.020
0.025
0.030
0.035
Y = A + B * X
Parameter Error
------------------------------------------
A 0.01283 0.00939
B 0.01595 0.01427
Pendiente
Fe 10 h
Bco
s
rad
)
sen
0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0
0.000
0.005
0.010
0.015
0.020
0.025
0.030
0.035
Pendiente
Fe 15 h
Y = A + B * X
Parameter Error
-------------------------------------------
A 0.01143 0.01062
B 0.02218 0.01608
Bco
s
rad
)
sen
(c) (d)
Figura 3.9.- Determinación de microdeformación interna y el tamaño de cristalita
para el Fe presente en la composición Fe75Ni25.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
28
0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0
0.000
0.005
0.010
0.015
0.020
0.025
0.030
0.035
Pendiente
Ni 0 h
Y = A + B * X
Parameter Error
------------------------------------------
A 0.00549 0.00149
B 0.00311 0.00247
Bco
s
rad
)
sen
0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0
0.000
0.005
0.010
0.015
0.020
0.025
0.030
0.035
Pendiente
Ni 5 h
Y = A + B * X
Parameter Error
-------------------------------------------
A 0.0168 0.00868
B 0.01484 0.0145
Bco
s
rad
)
sen
(a) (b)
Figura 3.10.- Determinación de microdeformación interna y el tamaño de cristalita
para el Ni presente en la composición Fe75Ni25.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
29
3.2 PROPIEDADES MECANICAS
Las muestras sinterizadas fueron evaluadas en sus propiedades mecánicas, microdureza en escala
Vickers (HV) y resistencia a la compresión.
La Figura 3.11 presenta las curvas σ-ε obtenidas en las muestras evaluadas a compresión. Se
presentan de acuerdo a su temperatura de sinterización y en dos bloques, las que presentaron
menor resistencia (a, c y e) y aquellas que mostraron mayor resistencia (b, d y f). Se puede
apreciar que el efecto de concentración del Ni es importante, a mayor cantidad de Ni mayor
esfuerzo obtenido, También se observo que las muestras que presentaron mayor resistencia a la
compresión fueron las piezas sinterizadas a 950 °C.
Las Figuras 3.12a- 3.12d presentan los resultados de la prueba de compresión como una función
del % de Ni y del tiempo de molienda. La Figura 3.12a presenta los resultados de los polvos sin
moler; se puede apreciar que no existe una tendencia definida en el comportamiento mecánico.
De las Figuras 3.12b, 3.12c y 3.12d se observa que existe un efecto del tiempo de molienda (en la
aleación base) y la temperatura de sinterizado en la respuesta mecánica de las muestras.
De una manera general se observa que existe un efecto positivo del % de Ni en las propiedades
mecánicas.
Esto nos indica que el Ni juega un papel importante en el endurecimiento del Fe, siendo este una
solución sólida la cual es la unión de dos o mas elementos para formar una nueva fase, ya
observado en la Figura 3.12.
De estas gráficas se observa también, que las muestras sinterizadas a 950 °C fueron las que
presentaran los mejores resultados de resistencia mecánica. Siendo de entre estos tres juegos de
muestras, las molidas a 10 h y 15 h las que presentan mejores valores.
Es de suponerse que la menor temperatura de sinterización no favorece los procesos difusivos y
por lo mismo no se lograron buenos resultados; Por otro lado la temperatura de sinterizado de
1000 °C, probablemente provocó crecimiento de grano lo que a su vez produce una disminución
en la resistencia mecánica.
Aparentemente, 950 °C fue la temperatura que favoreció los procesos difusivos en la muestra, sin
alterar de manera notoria el tamaño de grano de los productos sinterizados.
Por otro lado, con 10 h y 15 h de molienda se obtuvieran las aleaciones más homogéneas lo que
provocó una mejora en las propiedades mecánicas.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
30
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50
0
10
20
30
40
50
60
70
80
900°C
mezcla-e
5h-a
10h-a
15h-b
(
kg
/mm
2)
Deformacion
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50
0
10
20
30
40
50
60
70
80
900°C
mezcla-c
5h-d
10h-e
15h-e
(
kg
/mm
2)
Deformacion
(a) (b)
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50
0
10
20
30
40
50
60
70
80
950°C
mezcla-a
5h-a
10h-a
15h-a
(
kg
/mm
2)
Deformacion
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50
0
10
20
30
40
50
60
70
80
950°C
mezcla-e
5h-c
10h-e
15h-e
(
kg
/mm
2)
Deformacion
(c) (d)
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50
0
10
20
30
40
50
60
70
80
1000°C
mezcla-d
5h-a
10h-a
15h-a
(
kg
/mm
2)
Deformacion
0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50
0
10
20
30
40
50
60
70
80
1000°C
mezcla-a
5h-d
10h-d
15h-e
(
kg
/mm
2)
Deformacion
(e) (f)
Figura 3.11.- Curvas de tracción de los materiales estudiados.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
31
2 4 6 8 10
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Mezclado
900°C
950°C
1000°C
y (
Kg
/mm
2)
%Niquel
2 4 6 8 10
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
5h Molienda
y (K
g/m
m2)
%Niquel
900°C
950°C
1000°C
(a) (b)
2 4 6 8 10
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
10h Molienda
y (
Kg
/mm
2)
%Niquel
900°C
950°C
1000°C
2 4 6 8 10
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
y (
Kg
/mm
2)
15h Molienda
%Niquel
900°C
950°C
1000°C
(c) (d)
Figura 3.12.-Graficas de comparación de compresión a diferentes tiempos de molienda.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
32
En la Tabla 3.3 se pueden observar los valores de esfuerzo de cedencia y dureza de diferentes
aleaciones Ni y FeNi encontrados en la literatura de Metalurgia de Polvos, los cuales son
similares a las estudiadas en este trabajo.
Tabla 3.3.- Aceros Ni y FeNi obtenidos mediante
la técnica de Metalurgia de Polvos
Donde:
F indica que es Hierro
N indica que es Níquel
02 indica que contiene 2% del segundo elemento que es el Níquel
00 indica que tiene un rango de carbono de 0.0% - 0.3%
05 indica que tiene un rango de carbono de 0.3% - 0.6%
08 indica que tiene un rango de carbono de 0.6% - 1%
Material designation code(a)
0.2% offset yield strength MPa Ksi
Apparent Hardness(c)
Iron-nickel and nickel steel
FN-0200-25
FN-0205-35
FN-0208-50
FN-0405-45
FN-0408-55
205 75 HRF 30 275 40 78 HRB
380 55 88 HRB
345 50 84 HRB
415 60 87 HRB
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
32
Las Figuras 3.13a- 3.13b presentan las comparaciones de los aceros Ni y FeNi con los resultados
obtenidos en las pruebas de compresión.
La Figura 3.13a se observa la comparación de 2% Ni de metalurgia de polvos esta muestra es la
FN-0200 con las muestras sinterizadas a 950 °C y a diferentes tiempos de molienda las cuales
contenían 2% Ni. Estas últimas muestras presentan una mejor resistencia que la muestra de
metalurgia de polvos.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
33
La Figura 3.13b nos muestra una comparación de de los mejores resultados tanto en metalurgia de
polvos como en el proceso de aleado mecánico. La muestra con 10 h de molienda y sinterizada a
950 °C fue la que tuvo una mejor resistencia. La cual se encuentra arriba de los valores de
metalurgia de polvos. La única muestra que tuvo una mejor resistencia en metalurgia de polvos
fue la muestra FN-0408 pero estas muestra ya contiene carbono.
(a) (b)
Figura 3.13.-Graficas de comparación de metalurgia de polvos con aleado mecánico.
Las Figuras 3.14a-3.14d presentan los resultados obtenidos de microdureza. El comportamiento
fue similar al encontrado en la prueba de compresión. En la condición de mezclado no existe una
tendencia y los mejores resultados fueron logrados a 10 h y 15 h de molienda y a una temperatura
de sinterizado de 950 °C.
Los valores de dureza fueron obtenidos con el promedio aritmético de cinco valores los cuales se
tomaron del centro a la orilla de la pastilla. Estos resultados no mostraron una tendencia de
aumento o disminución de valor de dureza conforme se aleja del centro y llega a la orilla.
Estas mediciones de microdureza a temperatura ambiente son un indicador del endurecimiento
logrado por el material en el proceso, y la estabilidad de la microestructura tras su exposición a
alta temperatura. Esto se ve reflejado en la menor sensibilidad de la microdureza respecto a la
temperatura más baja que fue de 900 °C.
0 5 10 1517
18
19
20
21
22
23
24
y (
kg
/mm
2)
Horas de molienda
2% Ni AM
2% Ni FN-0200
0 5 10 15
20
22
24
26
28
30
32
34
36
38
40
42
44
y (
kg
/mm
2)
Horas de Molienda
Aleado mecánico
T. de sinterizado 950°C
FN-0200
FN-0205
FN-0208
FN-0405
FN-0408
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
34
2 4 6 8 10
40
60
80
100
120
140
Mic
rod
ure
za
Hv
% Niquel
Mezclado
900oC
950oC
1000oC
2 4 6 8 10
40
60
80
100
120
140
Mic
rod
ure
za
Hv
% Niquel
5h Molienda
900oC
950oC
1000oC
(a) (b)
2 4 6 8 10
40
60
80
100
120
140
Mic
rod
ure
za
Hv
% Niquel
10h Molienda
900oC
950oC
1000oC
2 4 6 8 10
40
60
80
100
120
140
Mic
rod
ure
za
Hv
% Niquel
15h Molienda
900oC
950oC
1000oC
(c) (d)
Figura 3.14.-Curvas de microdureza contra diferente %Ni para diferentes horas de molienda.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
35
3.3 MICROSCOPIA ELECTRONICA DE BARRIDO
Mediante el uso del MEB fue observada la morfología general de las muestras después del
sinterizado de los elementos aleados mecánicamente, se muestran las más significativas en
nuestro estudio. Los aumentos utilizados en las muestras fueron de 100, 1,000 y 2,500x.
Las figuras 3.15-3.23 se acomodaron de acuerdo a los valores de menor (lado izquierdo) y mayor
resistencia (lado derecho) presentada en los ensayos de compresión, de las cuales se puede decir
de manera general que:
La zona obscura muestran la matriz de Fe en la muestra.
Las zonas claras son una formación de partículas de FeNi, donde dependiendo del % de Ni
contenido en la muestra se presenta una mayor cantidad y mejor distribución de dichas
partículas.
Los puntos blancos nos indica que hay FeO contenido en las muestras.
Analizando la Figura 3.15 se puede apreciar como a 5 h de molienda y una temperatura de
sinterizado de 900°C ya se obtiene una aleación de FeNi que es la zona más clara, la zona obscura
es Fe. Utilizando más aumento en las muestras se puede observar partículas de Fe dispersos en
diferentes zonas y además se notan partículas brillantes de FeO. Es posible notar claramente las
partículas de FeNi unidas entre si por las ramificaciones que estas tienen. La única diferencia en
las muestras es que a mayor %Ni nos aumenta el número de partículas de FeNi y es proporcional
al aumento de resistencia en las muestras.
La Muestra 3.16 tuvo una molienda de 10 h, con 900 °C de temperatura de sinterizado. Las
micrografías obtenidas nos muestra la misma aleación formada anteriormente de FeNi pero en
mayor cantidad. La muestra con mayor contenido de níquel nos muestra como la distancia entre
partículas disminuye y se forman más partículas de FeNi.
La Figura 3.17 nos muestra como a 15 h de molienda los tamaños de grano de la aleación FeNi
son mayores, la temperatura de sinterizado continua siendo la misma. Es posible notar en esta
muestra partículas brillantes de Cu presente en ellas.
La Figura 3.18 tiene una molienda de 5h con la temperatura de sinterizado es de 950 °C. Lo que
es posible observar en esta muestra es que presenta una mayor uniformidad de las partículas, a
diferencia de las muestras anteriores. Pero como ya se mencionó anteriormente lo contenido en la
muestra es lo mismo.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
36
La Figura 3.19 tiene una molienda de 10 h pero indica lo contrario con la misma temperatura de
sinterizado que la muestra anterior. Es importante destacar que estas muestras presentan los
mejores resultados. Analizando la muestra se puede decir que la homogeneidad es mayor y que es
difícil distinguir los límites de grano entre las partículas. Es posible notar como se muestra una
partícula de Cu encapsulando al Mo.
La Figura 3.20 presenta una molienda de 15 h y la misma temperatura de sinterizado. En estas
muestras los resultados también fueron buenos. En estas muestras se puede observar que las áreas
que contiene FeNi son mayores a las que contienen Fe, lo que nos quiere decir que a mayor
temperatura de sinterizado hay mayor cohesión de partículas. Estas muestras presentan una
distribución de partículas de FeO en toda la muestra.
La Figura 3.21 presenta una vista representativa de una muestra con 5 h y una temperatura de
1000 °C. En esta muestra se puede notar que a pesar de ser una molienda de 5 h a esta temperatura
hay una unión de las partículas pero a diferencia de las muestras anteriores mencionadas nos
muestra porosidad en ella.
La Figura 3.22 tiene una molienda de 10 h con una misma temperatura de sinterizado. En estas
fotos se muestran partículas de molibdeno dispersos en estas y algunas partículas de Cu. También
se puede notar una partícula de Cu que encapsula al Mo. A mayor % Ni es posible notar los
límites de grano del FeNi y del Fe. Estas muestras también tienen porosidad.
La Figura 3.23 posee una molienda de 15 h a la misma temperatura de sinterizado. Se observa que
la muestra con 2% Ni presenta partículas dispersas de FeO, adicionalmente se observaron
partículas dispersas de Cu.
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
37
2% Ni 8% Ni
Figura 3.15.-Micrográficas MEB de las muestras procesadas a 5 horas de molienda
y sinterización a 900 °C a diferentes aumentos.
40 m 40 m
15 m 15 m
400 m
Fe
FeNi
400 m
FeNi
Fe
Fe
Fe
FeO
Fe
FeO
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUSION
38
2% Ni 10% Ni
Figura 3.16.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 10 horas de molienda
y sinterización a 900 °C a diferentes aumentos.
40 m
15 m
40 m
15 m
400 m
FeNi
Fe 400 m
FeNi
Fe
Fe
FeO Fe
FeO
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
39
4% Ni 10% Ni
Figura 3.17.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 15 horas de molienda
y sinterización a 900 °C a diferentes aumentos.
40 m
15 m
40 m
15 m Cu
Fe
FeO
FeNi
FeNi
Fe
400 m
Cu
FeNi Fe
400 m
Fe
FeNi
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
40
2% Ni 6% Ni
Figura 3.18.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 5 horas de molienda
y sinterización a 950 °C a diferentes aumentos.
400 m
40 m
15 m
400 m
40 m
15 m
FeNi
FeO
Cu Mo
FeO
FeO
FeNi
Fe
Fe Cu
Cu
FeO
Fe
FeNi
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
41
2% Ni 10% Ni
Figura 3.19.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 10 horas de molienda
y sinterización a 950 °C a diferentes aumentos.
400 m 400 m
40 m 40 m
15 m 15 m
Mo
Mo
Cu
FeO
Fe
FeNi
Fe
FeNi
FeO
Cu
Cu
FeO
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
42
2% Ni 10% Ni
Figura 3.20.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 15 horas de molienda
y sinterización a 950 °C a diferentes aumentos.
400 m 400 m
40 m 40 m
15 m 15 m
FeNi
FeNi
FeO
FeO
Fe
Fe
FeO
FeO
FeNi
Fe
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
43
2% Ni 8% Ni
Figura 3.21.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 5 horas de molienda
y sinterización a 1000 °C a diferentes aumentos.
400 m 400 m
40 m 40 m
15 m 15 m
Cu
FeNi
Fe
FeNi
Mo
FeNi
Fe
FeNi
Fe
Fe
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
44
2% Ni 8% Ni
Figura 3.22.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 10 horas de molienda
y sinterización a 1000 °C a diferentes aumentos.
400 m 400 m
40 m 40 m
15 m 15 m
Fe
Fe
FeNi Cu
Mo
FeNi
Cu
FeNi
Fe
FeNi
-
CAPITULO 3. RESULTADOS Y DISCUCION
45
2% Ni 10% Ni
Figura 3.23.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 15 horas de molienda
y sinterización a 1000 °C a diferentes aumentos.
400 m 400 m
40 m 40 m
15 m 15 m
Cu
FeO
FeNi
Fe
FeNi
Mo
FeNi
Fe
Fe
Cu
FeNi
Fe
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CAPITULO 4. CONCLUSIONES
46
CAPITULO 4: CONCLUSIONES
1 Mediante DRX se pudo observar la evolución microestructural del sistema, obtenida por
aleado mecánico. Al inicio se obtuvo un patrón de DRX con líneas afiladas y altas intensidades,
característico de sólidos cristalinos. Seguido por un ensanchamiento de picos y disminución de
intensidades, signo de desarreglo cristalino. Mediante esta técnica se pudo descubrir la formación
de una solución sólida FeNi.
2 Los valores tamaño de cristalita junto con la microdeformación interna a diferentes tiempos
de molienda de la aleación, muestran como surge un cambio en la aleación FeNi durante las
primeras horas de molienda.
3 Los cambios mas notables se obtuvieron durante las moliendas, ya que los patrones de DRX
de las muestras mezcladas Fe, Ni, Cu, Mo no presentan cambios notables.
4 Si bien los polvos metálicos se encuentran mecánicamente energizados, no tuvieron una
reacción exotérmica, por lo que la caracterización fue realizada de una manera más cómoda.
5 El FeO obtenido en nuestras muestras se pudo haber formado en el momento de abrir el
recipiente.
6 Las probetas fabricadas con los polvos que solo fueron mezclados son las que presentan en
general una menor dureza y un menor punto de cedencia que las restantes, de las cuales las
sinterizadas a 950 °C presentan los valores mas bajos en resistencia y en dureza.
7 De las probetas fabricadas con los polvos que fueron molidos a 5, 10 y 15 h las que muestran
en general un mejor comportamiento tanto en resistencia como en dureza, son las que se
sinterizaron a 950 °C.
8 Las muestras obtenidas después de la molienda de 10 h y sinterizadas a 950 °C fueron las que
obtuvieron los mejores resultados en resistencia y dureza.
9 Enfocándose en los %Ni los que contienen un 8 y 10% de este elemento son las que tienen un
mejor comportamiento en general tanto de resistencia como de dureza
10 La muestra con mejores resultados contenían 10% Ni con 10 h de molienda y sinterizada a
950°C.
11 Comparando los resultados de la aleación FN-0200 con las muestras que contienen 2% de Ni
obtenidas en nuestro trabajo, se puede observar que estas ultimas contienen un mejor esfuerzo de
cedencia y dureza que las primeras.
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CAPITULO 4. CONCLUSIONES
47
12 Comparando los resultados obtenidos en nuestro trabajo por la muestra 10% Ni con 10h de
molienda y sinterizada a 950 °C con todos los aceros níquel y hierro-níquel de la misma tabla,
solo la aleación FN-0408 presenta un mejor esfuerzo de cedencia.
13 Mediante MEB, se observaron diferencias de la morfología de las muestras después del
sinterizado. Lo que fue posible observar que a mayor %Ni aumenta el número de partículas de
FeNi y es proporcional al aumento de la resistencia en las muestras.
14 Se observo que conforme aumento la temperatura de sinterizado aumenta la homogenización
entre las partículas, esto es incluyendo también el tiempo de molienda.
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BIBLIOGRAFÍA
48
REFERENCIAS
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