proyecto: estudio del endurecimiento por precipitacion en...
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REPORTE PARCIAL
PROYECTO: ESTUDIO DEL ENDURECIMIENTO POR PRECIPITACION EN NUEVAS ALEACIONES
FERROSAS Y NO FERROSAS 20050037
RESUMEN
El endurecimiento por precipitación como un camino efectivo para lograr el incremento en las propiedades mecánicas en aleaciones Fe-Ni-Al, Al-Cu-Mg-Ag, Zn-Al-Cu y Ag-Al, son el motivo del presente proyecto. El presente reporte contempla los avances que se han obtenido en las aleaciones Fe-Ni-Al y Al-Cu-Mg Ag, con los cuales se han obtenido productos científicos como artículos, congresos, tesistas, entre otros. En el sistema Fe-Ni-Al El cambio morfológico y la cinética de engrosamiento de precipitados coherentes β´ (Fe,Ni)Al en una matriz ferrítica es investigada en aleaciones base hierro Fe75-Ni10-Al15 y Fe74-Ni15-Al10-X (X = Ag, Cr, Cu). Las aleaciones se fabricaron por fusión en un mini-horno de arco eléctrico con atmósfera controlada y fueron homogenéizadas a 1100ºC durante 24h encapsuladas en cuarzo. Posteriormente, se envejecieron térmicamente a 750, 850 y 920ºC por diferentes tiempos. Las muestras se analizaron por medio de difracción de rayos X (DRX), microscopia electrónica de barrido (MEB) y microscopia electrónica de trasmisión (MET). La plata, cromo y cobre se agregaron para evaluar el efecto en los cambios del parámetro de red entre la matriz y los precipitado. Los resultados experimentales obtenidos para la aleación Fe75-Ni10-Al15 durante el proceso de envejecido a partir de una solución sólida sobresaturada α revelaron que la reacción de precipitación se lleva a cabo de la siguiente manera: αsss α + β´, donde α y β´ son las dos fases llamadas matriz y precipitado, respectivamente. Ambas fases tienen la misma estructura cristalina, la cual corresponde a estructura cúbica centrada en el cuerpo (bcc). Sin embargo, la fase ordenada β´ tiene una composición (Fe,Ni)Al y es coherente con la matriz. La fase precipitada se formó aleatoriamente dentro del grano en las primeras etapas de envejecido y para tiempos más largos los precipitados se alinearon preferentemente sobre la dirección <100> de la matriz. Envejecidos más prolongados provocan el engrosamiento de los mismos. La morfología de las partículas precipitadas cambia continuamente durante el envejecido de una forma cuboidal cúbica rectangular. La cinética de engrosamiento de los precipitados β´ obedece las tres leyes temporales predichas por la teoría LSW para aleaciones ternarias y se incrementa con el aumento de la temperatura de envejecido. En el sistema AL-Cu-Ma-Ag se inicio con la obtención por fusión convencional de las aleaciones, tratamientos termicos de solubilizado que garanticen la obtención de una solución sólida sobresaturada de aluminio, el cual es el camino esencial para su estudio.
I. INTRODUCCION Las propiedades mecánicas de los materiales en gran parte son determinadas por su
microestructura [1]. El control de la morfología, tamaño y distribución espacial de los
precipitados mediante tratamientos térmicos es un método importante para mejorar las
propiedades mecánicas en aleaciones reforzadas por precipitación [2,3]. Generalmente,
los precipitados que provocan endurecimiento en las aleaciones están finamente dispersos
en la matriz y corresponden a una fase metaestable [4]. Esta metaestabilidad es la fuerza
motriz para que ocurra el engrosamiento de los precipitados, conocido como maduración
de Ostwald. Por ejemplo, las propiedades mecánicas a altas temperaturas de las
superaleaciones base Ni son fuertemente afectadas por la morfología, distribución y
tamaño de los precipitados γ‘ en la matriz [5]. Estos precipitados son coherentes con la
matriz, y además son termodinámicamente estables a altas temperaturas. La resistencia
mecánica a elevadas temperaturas de las aleaciones base Fe es debido a la presencia de
precipitados coherentes β‘ del tipo (NiAl) con una estructura B2 (CsCl) finamente dispersos
en la matriz. Este componente intermetálico ofrece también una excelente resistencia a la
oxidación a temperaturas cercanas a los 1000ºC [6]. El acero inoxidable 17-7 PH y el
Nitralloy-N son ejemplos de aceros comercialmente endurecidos por la precipitación de β‘,
sin embargo su temperatura de transformación de α (bcc) a γ (fcc) es relativamente baja, lo
que impide su uso a elevadas temperaturas [7, 8]. Otros sistemas de interés como Fe-
20Cr-2Ni-2Al (%at), Fe-30.1Cr-9.9Co (%at), Fe-20.2-Cr-8.8Al-0.55Ti (%at) y los
inoxidables como PH13-8 son algunas aleaciones que basan sus excelentes propiedades
mecánicas a la fase ordenada β‘. Estas aleaciones por su resistencia son utilizadas en
diferentes aplicaciones, tales como, en componentes de reactores nucleares, partes de
engranes del tren de aterrizaje de aviones, aplicaciones petroquímicas que requiera
resistencia a la fractura por corrosión bajo esfuerzos [9]. Las superaleaciones base Fe
basan su resistencia mecánica a los precipitados coherentes tal como las superaleaciones
base Ni, sí el proceso de engrosamiento puede controlarse. Cabe aclarar que existen
pocos trabajos realizados sobre este tipo de aleaciones. El engrosamiento de precipitados
en una matriz fluida es descrito ampliamente por la teoría desarrollada por Lifshitz, Slyosov
e independientemente por Wagner (teoría LSW) [10-17], y subsecuentes modificaciones
para incluir el efecto de coalescencia y correcciones por el efecto de la fracción
volumétrica [17]. Sin embargo estas teorías no son capaces de modelar correctamente los
sistemas sólidos donde regularmente se presentan esfuerzos internos los cuales provocan
interacciones elásticas entre los precipitados generando una diferencia en los parámetros
de red de la matriz y precipitado. Las interacciones elásticas tiene una gran influencia
sobre la morfología de las partículas [18]. Recientemente, el engrosamiento de los
precipitados coherentes se atribuye a la presencia de los campos elásticos [19],
principalmente, el ensanchamiento de la distribución de tamaños de precipitado,
el alineamiento y la subdivisión de precipitados [4, 20]. Las teorías clásicas son incapaces
de tomar en cuenta estos efectos, considerando solamente que la energía interfacial es la
fuerza motriz para el engrosamiento.
De esta manera, el presente proyecto pretende aportar conocimientos sobre evolución
cinética y morfológica de los precipitados coherentes β´ (NiAl) inmersos en una matriz
ferrítica durante el proceso de engrosamiento, considerando la fracción volumétrica de las
partículas, las diferentes distribuciones de tamaño y los campos de deformación elásticos,
así como el efecto que provoca la adición de un cuarto elemento de aleación al sistema,
tales como: Ag, Cr y Cu. Al no existir una teoría completa que sea capaz de describir el
proceso de engrosamiento en sistemas sólidos, los resultados obtenidos podrían guiar
futuros desarrollos teóricos y tecnológicos en el entendimiento de los cambios cinéticos y
morfológicos para un adecuado diseño y control de las propiedades mecánicas a altas
temperaturas en aleaciones base hierro.
Por su parte, las aleaciones de aluminio tienen gran importancia industrial debido a sus
particulares propiedades como son su alta resistencia a la corrosión, elevada resistencia
mecánica, baja densidad, etc., por lo cual se aplican ampliamente en las industrias
aeronáutica y automotriz. La adición de pequeñas cantidades de Cu, Ag, Mg y/o Li, a las
aleaciones base Al ha despertado gran interés debido a la precipitación de una nueva fase
conocida como Ω (omega), misma que ha mostrado prometedoras resistencias mecánica y
a la termofluencia a temperaturas de hasta 200 ºC. Por tal motivo, la precipitación de tal
fase permitirá modificar la cinética de descomposición; es decir, retardar la degradación
del material a elevadas temperaturas.
II. DESARROLLO EXPERIMENTAL
El estudio de la cinética de descomposición de las fases que ocurren en las
aleaciones Fe-Ni-Al, se llevó a cabo por medio de difracción de rayos X (DRX),
microscopia electrónica de barrido (MEB), microscopia electrónica de transmisión (MET) y
mediciones de microdureza Vickers (HV).
Las aleaciones Fe75-Ni15-Al10 y Fe74-Ni15-Al10-X, (X = Cr, Cu, Ag) en porciento atómico, se
prepararon a partir de la fusión de los elementos de alta pureza (Fe 99.88%, Ni 99.95%, Al
99.9%, Cu 99.99% y Ag 99.9%) empleando para ello un mini horno eléctrico, la carga
preparada fue 15 gramos, bajo una atmósfera inerte de gas argón. Se atuvieron muestras
en forma de pequeños lingotes con dimensiones de 3cm de largo por 0.8cm de diámetro.
La preparación gravimétrica se realizo empleando una balanza digital marca SARTORIUS
B12OS. La tabla 1 indica las composiciones nominales de cada una de las aleaciones.
Tabla 1. Composición nominal de las aleaciones base Hierro
Aleación Elemento % atómico % peso
Fe-Ni10- Al15 Fe 75 80.86 Ni 10 11.34 Al 15 7.8
Fe-Ni10- Al15-Cu Fe 74 79.84 Ni 10 7.81 Al 15 11.34 Cu 1 1.01
Fe-Ni10- Al15-Cr Fe 74 79.84 Ni 10 7.81 Al 15 11.34 Cr 1 1.01
Fe-Ni10- Al15-Ag Fe 74 79.84 Ni 10 7.81 Al 15 11.34 Ag 1 1.01
Tratamientos Térmicos
Los lingotes se encapsularon en tubos de cuarzo al vacío para someterlos a un tratamiento
térmico de solubilizado a una temperatura de 1200ºC durante 24 horas con el propósito de
destruir la microestructura de solidificación. Posteriormente se envejecieron a 750ºC,
850ºC y 920ºC por tiempos de 0.5 horas hasta 500 horas. Las muestras se prepararon
metalográficamente hasta el pulido empleando papel abrasivo de carburo de silicio y un
paño de pelo corto con una solución de alúmina y jabón líquido como lubricante, para su
posterior caracterización por DRX, MEB y MET.
Las tablas 2-4 señalan los tiempos de tratamiento térmico a diferentes temperaturas de
envejecido para las aleaciones Fe-Ni10-Al15, Fe-Ni10-Al15-Ag y Fe-Ni10-Al15-Cu,
respectivamente.
Tabla 2. Tiempos de tratamiento térmico de envejecido a 750, 850 y 920ºC.
Aleación Fe-Ni10- Al15
Tiempo de tratamiento térmico de envejecido en horas Temperatura de envejecido (ºC) 0.5 1 5 10 25 50 100 75 100 150 200 500
750
850
920
Tabla 3. Tiempos de tratamiento térmico de envejecido a 850ºC.
Aleación Fe-Ni10- Al15-Ag
Tiempo de tratamiento térmico de envejecido en horas Temperatura de envejecido (ºC) 0.5 1 5 10 25 50 100 75 100 150 200 500
850
Tabla 4. Tiempos de tratamiento térmico de envejecido a 850ºC.
Aleación Fe-Ni10- Al15-Cu
Tiempo de tratamiento térmico de envejecido en horas Temperatura de envejecido (ºC) 0.5 1 5 10 25 50 100 75 100 150 200 500
850
Difracción de Rayos X.
Posterior a cada tiempo de envejecido, las muestras se caracterizaron por difracción de
rayos X (DRX) en un difractómetro con radiación Kα de cobre monocromada. Dicha
caracterización se realizó empleando un difractómetro marca Bruker D8 Focus. Las
condiciones de operación fueron las siguientes: velocidad de barrido 2 º/min, incrementos
de 0.02 cps, intervalo de ángulo 2θ de 20 a 100º a 35 kV y 25 mA.
Medición de Dureza. La medición de la dureza se realizó posterior a cada tiempo de tratamiento térmico. Las
muestras fueron previamente pulidas a espejo para la medición de su microdureza Vickers
empleando un microdurómetro marca Future Tech, modelo FM7249. Se realizaron 15
identaciones por muestra empleando una carga de penetración de 100 g.
Caracterización por Microscopia Electrónica de Barrido (MEB).
La caracterización por MEB e utilizó un Microscopio Electrónico de Barrido marca JEOL-
6300 equipado con un espectrómetro de energía dispersa (EDS) usando una distancia de
trabajo de 15mm, un voltaje de 20kV con señales de electrones secundarios y
retrodispersados para obtener un contraste composicional después de cada tratamiento.
Caracterización por Microscopía Electrónica de Transmisión (MET)
Las muestras empleadas para su caracterización por MET se prepararon a partir de placas
con un tamaño de 8 mm de diámetro por 1 mm de espesor. Dichas placas fueron
desbastadas manualmente con lijas de carburo de silicio hasta obtener un espesor de 200
µm. Posteriormente, se obtuvieron muestras en forma de disco de 3 mm de diámetro por
electroerosión. Estas muestras se pulieron electrolíticamente mediante la técnica de doble
chorro con un aparato Fishione de dos jets, empleando un reactivo con 75% metanol y
25% ácido nítrico a una temperatura de –60 °C en baño de alcohol con CO2 sólido. Las
observaciones se realizaron en un microscopio JEOL-2000FXII equipado con un
espectrómetro de energía dispersa (EDS) con un voltaje de 200 kV, empleando las
técnicas convencionales de campo claro, campo oscuro y difracción de área selecta.
DESCRIPCION DE ACTIVIDADES REALIZADAS
De acuerdo a la programación de actividades propuestas en el protocolo 20050037, se
cumplieron satisfactoriamente las metas propuestas, con un avance global del proyecto del
40%. Los resultados obtenidos y que abarcan las metas propuestas se mencionan a
continuación. El anexo incluye solamente el escrito de los resultados debido al espacio
disponible a ser enviado a la SIP. El impreso contiene todas las figuras y gráficas de los
resultados.
RESULTADOS PREVIOS Descomposición de Fases de la Aleación Fe75-Ni10-Al15
La figura 1 muestra la microestructura de la aleación Fe75-Ni10-Al15 después de un
tratamiento térmico de solubilizado a 1100°C durante 24h y templada en aceite. Esta
imagen muestra la completa disolución de la estructura de solidificación observándose la
aparición de una sola fase con una microestructura policristalina de grano grueso con un
tamaño promedio de 300µm.
Fig. 1. Micrografía de MEB presentando una microestructura solubilizada de la aleación Fe75-Ni10-Al15 , atacada químicamente.
Difracción de Rayos X.
En la figura 2 se muestran los resultados de difracción de rayos X de la muestra
solubilizada y envejecida a 850ºC por 5 horas. El difractograma inferior corresponde a la
aleación solubilizada, en la cual se observan los picos de difracción correspondientes a
una solución sólida sobresaturada αsss con una estructura cúbica centrada en las caras
(bcc), lo que indica una clara evidencia de que el tratamiento de temple fue efectivo
durante el enfriamiento. El difractograma superior muestra los picos de difracción
correspondientes a la fase precipitada β´ con estructura (bcc) después de 5 horas de
envejecido a 850ºC. El pico (100) indica que β´ corresponde a una fase ordenada. Sin
embargo, los picos de difracción correspondientes a los planos (110), (200), (211) y (220)
de la fase ordenada β´ se traslapan con los d la matriz α (rica en hierro).
Fig. 2 Patrón de difracción de rayos X de la aleación Fe75-Ni10-Al15,
solubilizada a 1100ºC y envejecida a 850ºC por 5 horas.
Microscopia Electrónica de Barrido.
Las figuras 3-7 muestran las micrográficas obtenidas por MEB de las aleaciones Fe75-Ni10-Al15, Fe74-Ni10-Al15-Cu y Fe75-Ni10-Al15-Ag. Las micrografías de la figura 3 presentan los
cambios microestructurales después de envejecer térmicamente la aleación por tiempos
de 25 a 500 horas a una temperatura de 750°C. En las imágenes se observa la morfología
de las partículas precipitadas β´ (NiAl) obtenidas durante los envejecido isotérmicos. En los
primeros tiempos de tratamiento la nueva fase se presenta en forma de cúbica con
esquinas redondeadas distribuidas de manera aleatoria en la matriz. A un tiempo de
envejecido de 50 horas, las partículas se alinean entre sí y van adquiriendo una forma
rectangular con caras planas, conforme se incrementa el tiempo de envejecido los
precipitados crecen en tamaño pero disminuyen en cantidad.
40 60 80 100
α (220)(211)
(200)(110)
α
α β ´− NiAl
Solubilizada
β
α − MatrizIn
tens
idad
(u.a
.)
2θ (grados)
α
5 H
(100)
850ºCβ β
β β
αsss
En la figura 4 se puede ver la secuencia en los cambios microestructurales de la aleación
después de envejecerla a 850ºC por tiempos de 5 a 500 horas. En las primeras imágenes
se observa que a tiempos cortos de envejecido las partículas aparecen distribuidas
uniformemente en la matriz con una morfología cúbica con las esquinas redondeadas.
Conforme se realizan los subsecuentes tratamientos de envejecido los precipitados
adquieren una orientación preferencial de manera lineal formando pequeñas agrupaciones.
A tiempos prolongados de envejecido las partículas incrementan su tamaño sin perder su
alineamiento además conservan su morfología cúbica con caras planas.
La figura 5 muestra las micrografías de la microestructura de la aleación después de
envejecerla térmicamente a 920ºC por tiempos de 0.25 a 200 horas. Los resultados
correspondientes a esta temperatura de envejecido muestran que a tiempos cortos de
envejecido la morfología de las partículas es cúbica con las esquinas redondeadas. A un
tiempo de tratamiento de 25 horas las partículas se alinean entre si adquiriendo una
morfología cúbica con caras planas. Para tiempos de envejecido más largos de 200 horas
las partículas se agrupan formando pequeñas colonias con diferente tamaño y morfología.
Al incrementarse el tamaño de las partículas la distancia entre ellas también se incrementa
pero la densidad en número disminuye.
Fig. 3. Micrografías de la secuencia de la aleación envejecida a 750ºC por tiempos de a) 25h, b)50h, c)75h, d)100h, f)200h y g)500h.
Fig. 4. Micrografías de la secuencia de la aleación envejecida a 850ºC por tiempos de: a)5h, b)10h, c)25h, d)50h, e)75h, f)100h, g)200h y h)500h.
Fig. 5. Micrografías de la secuencia de la aleación envejecida a 920ºC por tiempos
de: a)0.25h, b)0.5h, c)1h, d)5h, e)10h, f)25h, g)50h, h)100, i)200.
Las micrografías de figura 6 presentan la evolución microestructural de la aleación Fe74-Ni10-Al15-Cu después de envejecerla térmicamente por tiempos de 25 horas hasta 200
horas. Las imágenes muestran que después de 25 horas de envejecido la morfología de
50 h
bb
las partículas es cuboidal con sus cuatro lados rectos. A este tiempo de tratamiento se
observa que la distribución de las partículas es uniforme en toda la matriz y comienzan a
alinearse entre sí. Para tiempos de envejecido más prolongados, las partículas conservan
la misma morfología pero aumentan de tamaño y se observa una alineación con respecto
a sus caras planas. También se observa que al incrementarse el tamaño de las partículas
la distancia entre ellas aumenta y la densidad en número de partículas disminuye.
Las micrografías de la figura 7 muestra los cambios microestructurales después de
envejecer térmicamente la aleación Fe75-Ni10-Al15-Ag por tiempos de 25 a 200 horas a una
temperatura de 850°C. En las imágenes se observa que la morfología de las partículas
precipitadas obtenidas después de 25 horas de envejecidos es cúbica con caras planas y
esquinas redondeadas. Así mismo, se observa que existen dos tamaños de partícula
diferentes. Donde las partículas grandes, corresponden a precipitados ricos en plata de
acuerdo al microanálisis mostrado en la figura 22. A envejecidos posteriores, las partículas
se alinean entre sí con respecto sus caras planas. Conforme se incrementa el tiempo de
envejecido, la morfología de los precipitados cambia de cubos a rectángulos, los cuales
crecen en dos direcciones en forma de L, tal como se muestra en las figuras 21e y 21f.
25h
150h 200h 100h
50h 75h
1µm
a b c
d e f
Fig. 6. Micrografías de la aleación Fe74-Ni10-Al15-Cu envejecida a 850ºC por tiempos de a)25h, b)50h, c)75h, d)100h, e)150h y f)200h.
Fig. 7. Micrografías de la aleación Fe74-Ni10-Al15-Ag envejecida a 850ºC por tiempos de a)25h, b)50h, c)75h, d)100h, e)150h y f)200h.
Caracterización de la Distribución de Tamaño de los Precipitado
La distribución de tamaño de las partículas se determinó experimentalmente a partir de las
micrografías de Microscopia Electrónica de Barrido. En las imágenes digitalizadas se midió
el área de los precipitados mediante el software SIGMASCAN PRO. A partir de estas
mediciones se obtuvo un radio equivalente que se uso como parámetro de tamaño. El
número de precipitados medidos en cada tiempo de envejecido fue de varios cientos para
el caso de partículas pequeñas y grandes. La distribución de tamaños f(r) por MEB se
determinó contando el número de precipitados con radio equivalente r en intervalos
consecutivos (r, r + ∆r) alrededor del radio promedio r , la normalización se realizó usando
la siguiente expresión:
( ) ( )( ) r
rrrrN
rrrNf
i
i
∆∆+∆+
=∑ ,
,2 ρρ (38),
donde:
( )ρρ f2 es la densidad de probabilidad, r es el radio promedio de la partícula y Ni(r, r + ∆r)
es el número de partículas en un intervalo dado[35]. La curva LSW se obtuvo a partir de la
relación de la densidad de probabilidad contra el radio normalizado empleando la siguiente
ecuación:
⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛−
−+−
=ρ
ρρρ
ρρ2/3
exp)3(
1)2/3(2
81)( 3/73/11
2
3/5h (39)
Las figuras 8-10 ilustran los resultados en las graficas de densidad de probabilidad contra
el radio normalizado, en estas imágenes se representa la curva de la teoría de
engrosamiento de Lifshitz-Slyozov-Wagner (LSW). En la figura 8 se observa que después
de 50 horas de envejecido a 750ºC, la curva presenta una tendencia similar a la curva
LSW y presenta un tamaño de radio promedio de partícula r* igual a 87.6909 nm. A
tiempos posteriores de 75, 100, 150, 200 y 300 horas de envejecido la distribución de
tamaño de las partículas se mantiene dentro de la curva teórica, sin embargo, el radio
promedio de las partículas r* se incrementa continuamente hasta 153.7027 nm. A 850ºC
(figura 9) después de 10 horas de envejecido se observa una distribución de tamaño
simétrico y la tendencia de la curva es similar a la predicha por LSW.
A tiempos de envejecido subsecuentes de 50,100,150 y 200 horas se observa que la
distribución de tamaño tiende a ensanchar la curva, y el tamaño de radio promedio de
partícula se incrementa desde 184.2673 hasta 279.2489 nm.
A 920ºC de tratamiento térmico, figura 10, la distribución de tamaño de los precipitados
cae dentro de la curva teórica, sin embargo, a tiempos más prolongados de 10 a 150 horas
las barras que indican la distribución de tamaño de las partículas se ensanchan y
disminuyen de tamaño, y el radio promedio de las partículas se incrementa con respecto al
tiempo de envejecido hasta alcanzar un tamaño r* de 350.9382 nm a 150 horas de
envejecido.
La distribución de tamaño de las partículas precipitadas de segunda fase ha sido reportado
frecuente durante el proceso de engrosamiento de las partículas en sistemas de aleación
binaria con una fracción volumétrica considerable de las partículas de segunda fase [33]. A
partir de las figuras 8-10 se puede observar que al aumentar el tiempo de envejecido, se
reduce la densidad de probabilidad y se aumenta el radio promedio de los precipitados.
Estos eventos se asocian al efecto de la fracción volumétrica en el proceso de
engrosamiento de los precipitados durante el envejecimiento [20, 32].
Fig. 8. Distribución de tamaño de los precipitados de la aleación Fe-Ni10-Al15 envejecida a 750ºC por diferentes tiempos.
Fig. 9. Distribución de tamaño de los precipitados de la aleación Fe-Ni10-Al15 envejecida a 850ºC por diferentes tiempos.
Fig. 10. Distribución de tamaño de los precipitados de la aleación Fe-Ni10-Al15 envejecida a 920ºC por diferentes tiempos.
Medición de la Dureza.
La figura 11 ilustra gráficamente el comportamiento mecánico de las aleaciones mediante
la medición de la dureza. El incremento de la resistencia en este tipo de aceros es debido
a la presencia de las partículas precipitadas β` (Fe,Ni)Al dispersas en la matriz. En las
graficas puede observarse que las aleaciones Fe74-Ni15-Al10-X, (X = Cr, Cu, Ag) presenta
mayor incremento de la dureza durante los tratamientos térmicos efectuados, sin embargo,
la aleación Fe-Ni15-Al10 no presenta cambios considerables en su dureza. En los primeros
tiempos de envejecido la resistencia de las aleaciones disminuye, y conforme se
incrementa el tiempo de envejecido la dureza aumenta y se crece uniformemente. Las
propiedades de las aleaciones endurecibles por envejecimiento dependen tanto de la
temperatura como del tiempo de tratamiento, por lo que, la máxima dureza de la
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.50.0
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
radio normalizado
LSW
75 H 750 °C
rprom= 103.5161
Den
sida
d de
Pro
babi
lidad
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.50.0
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
radio normalizado
LSW
50 H 750 °Crprom= 87.6909
Den
sida
d de
Pro
babi
lidad
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.50.0
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
LSW
rprom= 104.2924 100 H 750 °C
Den
sida
d de
Pro
babi
lidad
radio normalizado
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.50.0
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
LSW
rprom= 118.2114 150 H 750 °C
Den
sida
d de
Pro
babi
lidad
radio normalizado0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5
0.0
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
LSW
rprom= 147.3208 200 H 750 °CD
ensi
dad
de P
roba
bilid
ad
radio normalizado0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5
0.0
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
LSW
rprom= 153.7027 300 H 750 °C
radio normalizado
Den
sida
d de
Pro
babi
lidad
1000 10000 100000 1000000425
450
475
500
525
550
575
600D
urez
a V
icke
rs (H
v)
Tiempo de envejecido (seg)
Fe-Cu Fe-Ag Fe-Cr Fe-Ni-Al
aleaciones presentes bajo estas condiciones de trabajo no se ha alcanzado debido a que
las partículas β` son estables a altas temperaturas, y eso provoca que el comportamiento
en las curvas de la dureza tienda a incrementarse.
Fig. 11. Gráfica de dureza (HV) vs tiempo (t) para las aleaciones envejecidas a 850ºC
Microscopia Electrónica de Trasmisión.
Las figuras 12(a-d) muestran a mayor detalle la evolución microestructural de las muestras
tratadas térmicamente a 850ºC por tiempos de 1h, 5h, 25h y 100h, obtenidas mediante
microscopia electrónica de transmisión, empleando la técnica de campo oscuro. En dichas
figuras se observa claramente la presencia de dos fases una clara correspondiente a los
precipitados y otra oscura correspondiente a la matriz. En las imágenes se puede observar
la morfología de las partículas precipitadas correspondientes a la fase β´ (NiAl). En los
primeros tiempos de envejecido (figura 12a), las partículas tienen una forma cuboidal, es
decir, partículas con caras planas y esquinas redondeadas, presentando una distribución
uniforme y aleatoria. Para envejecidos posteriores (figuras 12b,c) las partículas se alinean
de manera preferencial en las direcciones <100>, a un tiempo de envejecido de 150h la
morfología de las partículas cambia de cúbica a rectangular (ver figura 12d).
El patrón de difracción (figura 13) de área selecta muestra una serie de puntos o
reflexiones donde las reflexiones más intensas corresponden a la matriz α con una
estructura bcc, mientras que las reflexiones débiles o menos intensas corresponden a las
partículas precipitadas β´ con una estructura bcc. A partir del PDAS, se puede establecer
una clara relación de orientación entre la matriz y los precipitados, debido a que muchas
reflexiones de ambos coinciden en el PDAS.
Por ejemplo, se puede observar que la reflexión 200 del precipitado β´ es la mitad de la
distancia de la reflexión de la matriz α, 200, a partir de la reflexión central, 000. Por lo
tanto, estos planos son paralelos y el parámetro reticular de la fase β´ es el doble que la
matriz α. De manera similar, la reflexión 220 de β´ (adición de las reflexiones 200 y 020)
coinciden con la reflexión 110 de la matriz. Adicionalmente, ambos PD tiene como eje de
zona a [001]. Por lo tanto, la relación de orientación es la siguiente:
(200)β´ // (200)α-Fe
[001] β´ // [001]α-Fe
Finalmente, estas relaciones y coincidencias en el PDAS hacen evidente que existe
coherencia entre la matriz α y los precipitados de la fase β´.
Fig. 12. Micrografías de la temperatura a 850 ºC con tiempos de envejecido de a) 5h, b) 25h), c) 100 y d) 150h.
Fig. 13. Patrón de difracción de MET de la muestra a 850 ºC por 25 horas.
ANÁLISIS DE RESULTADOS
Los resultaos de difracción de rayos X confirmaron la presencia de la fase ordenada
β´(Fe,Ni)Al, la cual tiene una estructura B2 (CsCl) durante los envejecidos isotérmicos.
Dichos resultados corroboran las fases presentes de acuerdo al diagrama de equilibrio
[40]. La figura 14 muestra la distribución atómica del Fe, Ni y Al de la fase β´ [7, 8].
Fig. 14. Distribución atómica de la fase β´(Fe, Ni)Al (B2): Aluminio; Hierro o Níquel[7] .
-2 -1 0 1 2 3 4 5 6 7
4.0
4.5
5.0
5.5
6.0 920ºC m = 0.28 850ºC m = 0.27 750ºC m = 0.32
ln r
(nm
)
ln t (h)
A partir de las micrografías de MEB se determinó el tamaño promedio de los precipitados
en función del tiempo envejecido, los cuales presentan una dependencia lineal (ver figura
15). Los exponentes del tiempo son determinados por el valor de la pendiente m de cada
una de las rectas marcadas a 750°C, 850ºC y 920ºC de temperatura. Los valores
encontrados para cada pendiente fueron de 0.32, 0.27 y 0.28, respectivamente. La teoría
LSW predice una pendiente de 0.33, es decir, la cinética de crecimiento dominante de
engrosamiento esta controlada por el mecanismo de difusión [3]. Estos resultados
muestran que efectivamente la descomposición en este tipo de aleaciones ocurre por el
proceso de engrosamiento tal como lo predice la teoría LSW.
Fig. 15. Variación del radio normalizado vs tiempo de envejecido determinado vía MEB a 850ºC.
La figura 16 muestra la variación del radio promedio al cubo de las partículas (r3) con
respecto del tiempo (t) envejecidas a 750ºC, 850ºC y 920ºC. Los valores de la constante K
para cada temperatura son obtenidos a partir de la pendiente de cada recta. Es evidente
que el engrosamiento de las partículas β´ es mas rápido conforme se incrementa la
temperatura de envejecido y es descrito por la siguiente ecuación _r 3 -
_r o
3 = k t (40)
Fig. 16. Engrosamiento de los precipitados β´ de la aleación Fe-Ni10-Al15 envejecida a 750, 850 y 920ºC.
La energía de activación, Q, para el engrosamiento de la aleación Fe75-Ni10-Al15 fue
obtenida a partir de la grafica de ln k contra T-1 como se muestra en la figura 17. La grafica
del tipo Arrhenius permitió determinar la energía de activación Q con un valor de 180 kJ
mol-1, el cual es similar con el determinado para la interdifusión Fe-Al, en el que Q = 188
kJ mol-1 para un intervalo de temperatura de 920 a 1210 ºC [37]. Este hecho confirma que
el proceso de engrosamiento de los precipitados β´ es controlado por el mecanismo de
difusión.
Fig. 17. Gráfica de K vs 1/T, para la aleación envejecida a 750 850 y 950 °C.
La figura 18 muestra la densidad de partícula contra la inversa del tiempo para las
temperaturas de 750, 850 y 920 ºC. La gráfica nos indica como disminuye el número de
partículas por área conforme el tiempo se incrementa. La gráfica también muestra que a la
temperatura de 750 ºC, la cantidad de partículas es mayor, sin embargo a una temperatura
mayor de 920ºC, la cantidad de partículas es mucho menor a tiempos de envejecido más
prolongados. Por lo que, la relación entre la densidad de las partículas con respecto al
tiempo siguen un comportamiento lineal de acuerdo a la ecuación 48 predichas por la
teoría LSW.[5]:
8.5x10-4 9.0x10-4 9.5x10-49.0
9.5
10.0
10.5
11.0
11.5
12.0
12.5
Q/R= 2.19x104
ln K
(x10
5 nm
3 / h
)
1/T (x10-4, K-1)
0.00 0.02 0.04 0.06 0.08 0.10 0.12 0.14
0.0
2.0x1012
4.0x1012
6.0x1012
8.0x1012
1.0x1013
1.2x1013
1.4x1013
1.6x1013
Dens
idad
de
Part
ícul
a (N
o.Pa
rt./
m2 )
Tiempo (t-1, h)
1)( −= tKtN LSWN (41)
La teoría LSW también predice que la sobresaturación de la matriz ∆C disminuye con el
tiempo de acuerdo a la ecuación 42 de la ley temporal de la cinética [5]: 3/1)( −=∆ tKtC LSW
C ( 42)
Fig. 18. Densidad de Partícula como función del inverso del tiempo.
La figura 19 presenta la gráfica sobresaturación (∆C) del Ni contra el tiempo de envejecido
a 25, 75, 150 horas (t-1/3). ∆C fue medida determinando la ecuación de la aleación Fe75-
Ni10-Al15 (% at.) para los tres elementos químicos como una función de tiempo de
envejecido y utilizando la ecuación 5:
( ) ecctc α−=∆
0.20 0.25 0.30 0.35-1.0
-0.5
0.0
0.5
920ºC
∆C
(t) ,
(%at
´.)
Tiempo (horas, t-1/3)
Ni Matriz
La tendencia lineal que forman los puntos para la secuencia de 920 ºC nos permite
observar que conforme el tiempo de envejecido a aumenta la concentración de soluto Ni
en la matriz disminuye continuamente, por lo que ∆C es negativa.
Fig. 19. Gradiente de composición del Ni en el precipitado β´ como función del tiempo.
En general, se comprobó que el engrosamiento de los precipitados β´ obedece las tres
leyes temporales de la teoría LSW.
La figura 20 muestra la fracción volumétrica (f v) en función de la temperatura de
envejecido (T). La gráfica se determinó a partir de las imágenes obtenidas de MEB, y
utilizando el software SIGMA SCANPRO se midió y sumó el área de las partículas entre el
área total de la imagen:
ATApJv = (43)
donde f v es la fracción área (o volumétrica), Ap es el área total de las partículas y AT es el
área total de la imagen. Este procedimiento se realizó para cada temperatura y tiempo,
posteriormente se obtuvo la fracción volumétrica promedio de cada temperatura. En la
figura podemos observar que la fracción volumétrica de la fase β´ disminuye al aumentar la
temperatura de envejecido, lo cual concuerda con lo predicho por la regla de la palanca.
Fig. 20. Fracción volumétrica como función de la temperatura.
CONCLUSIONES PRELIMINARES. Al realizar un estudio sobre el proceso de engrosamiento de los precipitados β´ (Fe,Ni)Al
formados durante el envejecimiento isotérmico a 750, 850 y 920 °C en una aleación
ternaria Fe-10%Ni-15%Al y después de haber analizado los resultados se llegó a las
siguientes conclusiones:
1. La reacción de descomposición observada durante la transformación fue la
siguiente:
´βαα +→sss
750 800 850 9000,15
0,20
0,25
0,30
0,35
Frac
ción
Vol
umét
rica
(FV
)
Temperatura (°C)
Fracción Volumetrica
2. Las partículas precipitadas β´ son coherentes con la matriz y la estructura
cristalina para ambas fases es cúbica centrada en el cuerpo (bcc) con la siguiente relación de orientación:
(200)β´ // (200)α-Fe
[001] β´ // [001]α-Fe
3. Se encontró que la cinética de crecimiento de las partículas β´ es controlado
por el mecanismo de difusión para las tres temperaturas y que el proceso de engrosamiento sigue la ley temporal t1/3 predicha por la teoría LSW tanto para aleaciones binarias como ternarías.
4. En las últimas etapas de envejecido, la distribución de tamaños de
precipitados es simétrica y más ancha que la predicha por la teoría de engrosamiento LSW.
5. Se comprobó que el engrosamiento de los precipitados β´ obedece las tres
leyes temporales de la teoría LSW[21].
3/1)( tKtr LSW
R=
3/1)( −=∆ tKtC LSW
C
1)( −= tKtN LSW
N
6. Según los resultados de dureza, la aleación Fe-Ni15-Al10 no presento cambios
importantes en su dureza, sin embargo, las aleaciones con contenidos de Cu, Cr y Ag presentaron mayor dureza durante los tratamientos térmicos a 850ºC
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