estudio del endurecimiento por precipitaciÓn de la
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INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL
ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA
E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS
ESTUDIO DEL ENDURECIMIENTO
POR PRECIPITACIÓN DE LA ALEACIÓN
Fe-23%Ni-28%Al ENVEJECIDA
ARTIFICIALMENTE
DIRECTOR DE TESIS:
DR. HÉCTOR J. DORANTES ROSALES
DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA EN METALURGIA Y
MATERIALES
T E S I S
QUE PARA OBTENER EL TÍTULO DE
INGENIERO EN METALURGIA Y
MATERIALES
P R E S E N T A :
JESÚS URIEL BERNAL CORONA
JUNIO 2018 CDMX
Agradecimientos:
Al Instituto Politécnico Nacional, a la ESIQIE, al Departamento de Ingeniería
en Metalurgia y Materiales. Por la formación profesional que he recibido de su
parte.
Con dedicatoria especial el máximo reconocimiento al responsable directo
para que esta tesis se llevara a cabo, al Doctor Héctor Javier Dorantes Rosales
que con su dirección, apoyo, elocuencia, paciencia y versatilidad que siempre
me brindó durante este tiempo. Gracias por brindarme su el tiempo, ya que sin
usted no hubiese sido posible lograr llegar a llegar hasta aquí.
Al proyecto CONACYT (Ciencias Básicas 2013, No. 222459), SIP-IPN y el
GAID por el apoyo brindado para la realización del presente trabajo.
A mis sinodales, Mta. Claudia Ramírez Rodríguez, Dr. Nicolás Cayetano
Castro, M. en C. Sergio Javier García Núñez, y Dr. Diego Israel Rivas López
por sus observaciones, comentarios y sugerencias.
A mis compañeros, amigos, y familiares que me hicieron prevalecer, para no
desistir.
Dedicatorias
A esas personas tan especiales que han sido significativas, valiosas,
importantes y determinativas a través del tiempo; a ellas es quien dedico este
gran logro para mí.
CONTENIDO
Lista de Figuras ............................................................................................................................... i
Lista de Tablas ...............................................................................................................................iii
Resumen........................................................................................................................................ i
INTRODUCCIÓN ...................................................................................................................... 1
CAPITULO I. ANTECEDENTES TEÓRICOS ................................................................... 3
1.1 Transformación de Fase por Precipitación ................................................................... 3
1.2 Teoría Clásica de Engrosamiento LSW (Lifshitz - Slyozov - Wagner) ..................... 5
1.3 Crecimiento Controlado por Difusión ............................................................................. 8
1.4 Efecto de las Interacciones Elásticas .......................................................................... 15
1.5 Morfología de los Precipitados Coherentes ................................................................ 16
1.6 Aleaciones del Sistema Fe-Ni-Al .................................................................................. 18
CAPITULO II. DESARROLLO EXPERIMENTAL .......................................................... 21
2.1 Material y Equipo ............................................................................................................ 21
2.1.1 Material ....................................................................................................................... 21
2.1.2. Equipos ....................................................................................................................... 21
2.2 Composición Gravimétrica y Fabricación de las Aleaciones ................................... 23
2.3 Corte y Encapsulado ...................................................................................................... 24
2.4 Tratamientos Térmicos .................................................................................................. 24
2.4.1 Tratamiento Térmico de Homogeneizado .................................................................. 24
2.4.2 Tratamiento Térmico de Envejecido ........................................................................... 25
2.5 Preparación de las muestras ........................................................................................ 26
2.5.1 Desbaste y Pulido ........................................................................................................ 26
2.5.2 Ataque Electroquímico ................................................................................................ 26
2.6 Técnicas de Caracterización ......................................................................................... 27
2.6.1 Caracterización por Microscopía Electrónica de Barrido de Alta Resolución ............. 27
2.6.2 Caracterización por Microdureza ................................................................................ 27
CAPITULO III. RESULTADOS Y DISCUSIÓN .............................................................. 29
3.1 Análisis de Composición Química ...................................................................................... 29
3.2 Análisis por Microscopia Electrónica de Barrido de Alta Resolución ................................. 33
3.3 Durezas ............................................................................................................................... 37
3.4 Comparación de Resultados entre Condiciones ................................................................ 39
CONCLUSIONES .................................................................................................................... 43
REFERENCIAS ....................................................................................................................... 44
i
Lista de Figuras
Figura Descripción Pagina
1.1 Diagrama de fase esquemático de la reacción de precipitación [17]. 4
1.2 Precipitados esféricos ß´ de radios r1 y r2 en matriz α con un flujo difusivo de 1 a 2. 5
1.3 (a) Arreglo de precipitados alrededor de un precipitado de radio r y (b) Variación de la
concentración desde el centro de los precipitados [26].
9
1.4 Variación de la velocidad de crecimiento dr/dt con el radio del precipitado r para el
crecimiento controlado por la difusión de dos partículas con diferentes valores de radio medio
�̅�, para la curva más baja �̅� es 50% mayor [26].
13
1.5 Distribución del tamaño de partícula y el radio de partícula normalizado controlado por el
mecanismo de difusión durante el proceso de engrosamiento [26,27].
14
1.6 Corte Isotérmico a 850°C del diagrama ternario Fe-Ni-Al [33,34]. 20
2.1 Esquema de tratamiento térmico de homogeneizado. 25
2.2 Electropulidora de doble chorro 26
2.3 Microscopio Electrónico de Barrido de Alta Resolución JEOL 6701F 27
2.4 Microdurómetro FutureTech. 28
3.1 Espectros de energía del análisis por EDS en el MEB obtenidos de la aleación Fe-23%Ni-
28%Al posterior a la fusión.
30
3.2 Diagrama de fases isotérmico del sistema Fe-Ni-Al: (a) 850 y (b) 950°C. 32
3.3 Micrografías a 20kX de la aleación Fe-23%Ni-28%Al, envejecida isotérmicamente a 850°C
durante (a) 5, (b) 10, (c) 25, (d) 50 y (e) 100h.
34
ii
Cont. Lista de Figuras
Figura Descripción Pagina
3.4 Micrografías a 20kX de la aleación Fe-23%Ni-28%Al, envejecida isotérmicamente a 900°C
durante (a) 5, (b) 10, (c) 25, (d) 50 y (e) 100h.
36
3.5 Perfil de endurecimiento a 850°C. 38
3.6 Perfil de endurecimiento a 900°C. 38
3.7 Evolución microestructural a 20kX de la aleación Fe-23%Ni-28%Al a diferentes tiempos.
(a), (c) y (e) 850°C; y (b), (d) y (f) 900°C.
41
3.8 Perfil de endurecimiento comparativo de la aleación Fe-23%Ni-28%Al a diferentes
temperaturas
42
iii
Lista de Tablas
Tabla Descripción Pagina
2.1 Elementos empleados 21
2.2 Características técnicas del mini horno de arco eléctrico 21
2.3 Características técnicas del horno de cámara 22
2.4 Características técnicas de la pulidora NANO 1000T 22
2.5 Características técnicas de la cortadora PICO 155 22
2.6 Características técnicas de la electropulidora LectroPol-5 22
2.7 Características técnicas del microdurómetro Vickers 23
2.8 Composición gravimétrica de la aleación. 23
2.9 Secuencia de los tiempos y temperaturas de envejecido. 25
3.1 Tabla comparativa entre la composición obtenida de la aleación y nominal 31
Resumen
El presente trabajo estudia la precipitación de fases de la aleación Fe-23%Ni-28%Al,
envejecida artificialmente a 850 y 900°C por tiempos entre 0.5 y 100 horas. La
caracterización estructural, microestructural y mecánica se llevó a cabo mediante las técnicas
de Difracción de Rayos X (DRX), Microscopia Electrónica de Barrido de Alta Resolución
(MEB-AR) y microdureza, respectivamente. La aleación fue fabricada a partir de los
elementos químicamente puros en un minihorno de arco eléctrico de atmosfera controlada.
La composición química fue corroborada empleando un Microscopio Electrónico de Barrido
(MEB) equipado con un Espectrómetro de Energía Dispersiva (EDS). La microestructura
resultante del tratamiento de envejecido consiste de regiones claras y oscuras
interconectadas, las cuales fueron identificadas como las fases β’ (NiAl) y α (rica en Fe),
respectivamente. Las regiones en contraste oscuro se confirmaron como la fase α debido a la
presencia de precipitados de enfriamiento en su interior. En ambos tratamientos de la
aleación, la fase mayoritaria fue la fase β’ (NiAl) y por lo tanto la minoritaria fue la fase α,
estimando una fracción área de la fase α a 850 y 900°C, de 38 y 25%, respectivamente. Por
lo tanto, en la aleación Fe-23%Ni-28%Al envejecida a 850 y 900°C, la fase α se consideran
como los precipitados del sistema, corroborando su predominancia en el diagrama de
equilibrio ternario Fe-Ni-Al. Durante el envejecido, el proceso de engrosamiento es evidente
en los precipitados α, los cuales aumentan de tamaño y la interconexión entre precipitados es
mayor, disminuyendo la cantidad de precipitados aislados. Asimismo, la microestructura
muestra un aparente alineamiento preferencial de las intercaras matriz-precipitado. En la
medición de las durezas de la aleación envejecida a 850 y 900°C por tiempos de hasta 100 h
se observó un incremento en la dureza con el tiempo de envejecido desde 0.5 hasta 100 h,
solo en el caso de un tratamiento de 0.5 h a 850°C la dureza disminuyó en comparación a la
dureza en condición de homogeneizado. En el caso del envejecido a 850°C, la dureza máxima
alcanzada después de 100 h fue de 482.67HV (48HRC), mientras que para el envejecido a
900°C, la dureza máxima fue de 452.15HV (45 HRC).
1
INTRODUCCIÓN
Las aleaciones endurecibles por precipitación son un ejemplo de que es posible controlar las
propiedades mecánicas mediante tratamientos térmicos [1]. Una de las primeras aleaciones
endurecibles por precipitación es la llamada Duraluminio, aleación Al-Cu, donde la reacción de
precipitación que ocurre es: α’→ α+ZGP→α+Ɵ´´→α+Ɵ´→α+Ɵ [2]. En este tipo de aleaciones, la
reacción de precipitación ocurre a partir de una solución sólida sobresaturada de Al (α’) obtenida
mediante un enfriamiento rápido desde una región monofásica de alta temperatura, la cual se
descompone a temperaturas menores a 200°C mediante la formación de agrupaciones de átomos
de soluto (clúster) y llamadas zonas de Guinier Preston (ZGP), para posteriormente formar
precipitados coherentes (Ɵ´´), semicoherentes (Ɵ´) e incoherentes (Ɵ) del tipo Al2Cu.
Las aleaciones endurecibles por precipitación de los sistemas Al-Cu, Al-Ho, Fe-Ni-Al, Ti-Al-
V [2, 3], tienen como característica principal tener una región monofásica a alta temperatura y una
región bifásica a menor temperatura. Por lo tanto, los procesos de nucleación y crecimiento de
precipitados pueden ocurrir a partir de una solución solida sobresaturada mediante tratamientos
térmicos de envejecido. Siendo la temperatura de envejecido la que permite controlar las
características principales de los precipitados que son: tamaño, forma, distribución espacial y
fracción volumétrica, las cuales tendrán un efecto notable en las propiedades mecánicas. Los
precipitados que brindan la mayor resistencia son aquellos que son coherentes con la matriz y están
finamente distribuidos [4-8]. El proceso de nucleación y crecimiento termina cuando se agota el
soluto de la matriz, sin embargo, los precipitados a alta temperatura continúan creciendo y es
atribuido a un fenómeno conocido como engrosamiento. Investigaciones sobre el engrosamiento
2
están encaminadas a conocer la cinética de degradación a altas temperaturas o adicionar elementos
que retarden éste proceso.
Uno de los sistemas de las aleaciones con más éxito en el mercado por sus excelentes
propiedades mecánicas a elevadas temperaturas son las llamadas superaleaciones base Ni, entre
las que se encuentran: Hastelloy X, Haynes 230, las Inconel 600, 601, 617 y 625. Todas ellas basan
su resistencia en el endurecimiento de la precipitación de partículas intermetálicas ordenadas γ’
(Ni3Al) embebidas en una matriz γ (Ni) [9-13].
Sin embargo, el costo elevado de estas aleaciones crea la necesidad de buscar materiales
alternos que permitan reemplazarlas en algunas de sus aplicaciones a altas temperaturas. Las
aleaciones Fe-Ni-Al pueden ser candidatas debido a que también pueden ser endurecidas por la
precipitación coherente de la fase β’ (NiAl) en una matriz α (Fe).
Actualmente existe información limitada sobre los efectos del envejecimiento prolongado a
altas temperaturas en este tipo de aleaciones. Tomando esto en consideración, el objetivo de este
trabajo es investigar la evolución de la precipitación en la aleación Fe-23%Ni-28%Al. Y su
comportamiento a través de mediciones de dureza.
3
CAPITULO I. ANTECEDENTES TEÓRICOS
1.1 Transformación de Fase por Precipitación
Entre las principales formas de mejorar las características mecánicas de un material se encuentra
las transformaciones de fase, la cuales se llevan a cabo por medio de tratamiento térmicos [2].
Cuando una solución sólida sobresaturada es envejecida a una temperatura dentro de un campo
bifásico, aparecen partículas de la nueva fase en la matriz las cuales incrementan su tamaño con el
tiempo de envejecido. Después de la formación de la nueva fase; las partículas individuales
continúan creciendo con los átomos de soluto alrededor de ellas, debido a que las partículas crecen
y el grado de sobresaturación disminuye, la concentración de soluto en la matriz decrece hasta
alcanzar la concentración de equilibrio, es decir, alcanza el límite de solubilidad el cual
corresponde a la concentración máxima soluble en la matriz. Entonces se dice que la formación de
la nueva fase ha terminado y su fracción volumétrica permanece constante [14-16].
La reacción de precipitación muestra una disminución en la solubilidad de sus componentes
cuando desciende la temperatura. La figura 1.1, muestra la curva de solvus de la fase 𝛼 que
disminuye con la temperatura. Considerando una aleación de composición Xm, dicha aleación es
solubilizada a una temperatura Tq para obtener una fase homogénea. Sí dicha aleación solubilizada
se enfría desde Tq hasta Ta, es posible retener la fase de alta temperatura en un estado de
sobresaturación. Manteniendo la aleación a Ta, la aleación se descompone en una mezcla de 𝛼 de
composición, Xe y 𝛽 de composición Xβ.
De este modo el núcleo de la fase 𝛽 aparece y crece por absorción de soluto proveniente de la
matriz, así que el contenido de soluto de la matriz es empobrecido de Xm a Xe. La transformación
de fase es conocida como precipitación [17].
4
Dicha transformación se escribe en la ecuación 1:
𝛼(𝑋𝑚) → 𝛼(𝑋𝑒) + 𝛽(𝑋𝛽) (1)
Figura 1.1. Diagrama de fase esquemático de la reacción de precipitación [17].
Cuando una solución sólida se descompone en dos fases mediante un envejecido isotérmico,
dos tipos de mecanismos de separación de fases son posibles. Uno llamado nucleación y
crecimiento, el cual requiere la formación de un núcleo de tamaño crítico o composición para
crecer una fase. Y otra, llamada mecanismo de descomposición espinodal, donde unas pequeñas
fluctuaciones de composición difunden sobre un volumen grande en la solución sólida matriz y
crece la fase hasta alcanzar la concentración de equilibrio [18]. Durante el engrosamiento de
precipitados en matrices fluidas, las partículas grandes crecen a expensas de partículas pequeñas,
con lo cual se disminuye la energía interfacial total del sistema [19].
5
1.2 Teoría Clásica de Engrosamiento LSW (Lifshitz - Slyozov - Wagner)
La energía interfacial se reduce principalmente vía un proceso de transferencia de masa
difusional a través de la matriz de regiones de alta a baja curvatura interfacial.
Esto se puede describir cualitativamente mediante la dependencia de la curvatura k del potencial
químico µ, de acuerdo a la siguiente expresión:
𝜇 = 𝜇0 + 𝑉0 𝜎 𝑘 (2)
De la ecuación número 2 se observa que las partículas grandes tienen una menor curvatura que
las partículas pequeñas, por lo tanto, para que la energía del sistema disminuya, las partículas
pequeñas deben desaparecer y las grandes crecer, provocando así un aumento en el tamaño de
partícula promedio de los precipitados.
Este proceso de transferencia de masa interfacial puede alterar significativamente la morfología
de las fases presentes. Este cambio en la morfología ocurre como resultado de la disolución de las
partículas pequeñas y la transferencia de su masa a las partículas grandes originando así un
incremento en el tamaño promedio como se muestra en la figura 1.2.
Figura 1.2. Precipitados esféricos β´ de radios r1 y r2 en matriz α con un flujo difusivo de 1 a 2.
6
La concentración superficial de las partículas en equilibrio, para el caso de las partículas grandes
es menor que en las partículas pequeñas. Los átomos de soluto fluyen a través del gradiente de
concentración desde la superficie de las partículas pequeñas (r1) a la matriz, y de la matriz a la
superficie de las partículas grandes (r2).
Durante este proceso, el radio promedio de las partículas se incrementa. El fenómeno puede
suceder en cualquier etapa de la precipitación.
El crecimiento entre partículas ocurre cuando las partículas con varios tamaños están dispersas
y distribuidas aleatoriamente en una matriz, dicho crecimiento se origina desde un gradiente de
concentración alrededor de las partículas, provocado por la demanda termodinámica. La
disminución de la energía cercana al equilibrio está acompañada por el engrosamiento de la
partícula cuya solubilidad depende del radio y es descrita por la ecuación de Gibbs-Thomson,
ecuación (3) [20].
𝐶𝑟 = 𝐶𝑒 (1 + 𝑣
𝑟) = 𝐶𝑒 +
2𝜎𝑉𝑚𝐶𝑒
𝑅𝑇
1
𝑟 (3)
donde 𝜎 es la tensión superficial, 𝑉𝑚 es el volumen molar de la partícula, R es la constante de los
gases ideales [8.314 J/molK] 𝐶𝑒 es la concentración de soluto en la matriz en equilibrio con una
partícula de radio infinito, 𝑣 relaciona la longitud de la capilaridad, T la temperatura absoluta y r
es el radio de la partícula.
Este proceso de reducción de área interfacial es comúnmente llamado engrosamiento o
maduración de Ostwald. Tal comportamiento ha sido predicho teóricamente por Lifshitz, Slyozov
e independientemente por Wagner, Conocida como LSW [20,21]. Esta teoría considera partículas
esféricas de segunda fase con una fracción volumétrica (𝑓𝑣) las cuales engrosan en un sistema libre
7
de esfuerzos. Por tal motivo, la teoría LSW solamente describe sistemas diluidos y fluidos, donde
la 𝑓𝑣 es muy cercana a cero [22-24].
La cinética de crecimiento se vuelve importante una vez que el embrión ha excedido el tamaño
crítico y se convierte en un núcleo estable. Existen básicamente dos mecanismos mediante los
cuales se lleva a cabo el crecimiento de las partículas, el primero indica que el crecimiento de las
partículas puede ser controlado por la difusión y el segundo indica que el crecimiento de las
partículas es controlado por una reacción interfacial [21].
La teoría LSW considera una ecuación general donde muestra que después de un tiempo
suficiente, el radio promedio de las partículas se incrementa linealmente con el tiempo de
envejecido de acuerdo a la siguiente ley temporal.
⟨�̅�𝑡⟩𝑚 − ⟨�̅�𝑜⟩𝑚 = 𝐾 𝑡 (4)
donde ⟨�̅�𝑡⟩ es el radio promedio de la partícula a un tiempo t = ∞, ⟨�̅�𝑜⟩ es el radio promedio a un
tiempo t = 0 y K es la constante cinética de engrosamiento, cuando t = 0 el radio promedio de la
partícula ⟨�̅�𝑜⟩ es prácticamente igual a 0, así que la ecuación (4) se reduce a:
𝑟 ̅(𝑡) = 𝐾 𝑡1
𝑚⁄ (5)
cuando el proceso de engrosamiento es controlado por el mecanismo de difusión, m = 3 y la
cinética de engrosamiento obedece la ley temporal 𝑡1 3⁄ .
Si la reacción de engrosamiento de las partículas es controlada por la intercara, entonces m = 2
y el tamaño promedio de las partículas se incrementa con 𝑡1 2⁄ [25]. Es decir, 𝑟 ̅(𝑡) = 𝐾 𝑡1
3⁄ se
8
tiene un proceso controlado por la difusión, mientras que si se tiene 𝑟 ̅(𝑡) = 𝐾 𝑡1
2⁄ es un proceso
controlado por la intercara.
1.3 Crecimiento Controlado por Difusión
En la teoría LSW la fracción volumétrica (𝑓𝑣) de las partículas influye sobre el proceso de
engrosamiento, porque la cinética está controlada por la difusión del soluto a partir de la disolución
de unas partículas y el crecimiento de otras. La cinética de engrosamiento de las partículas
precipitadas se incrementa conforme se tiene una mayor 𝑓𝑣 contenida en la matriz, debido a que al
incrementarse la 𝑓𝑣, la separación entre las partículas de un tamaño promedio dado, disminuye y
la trayectoria para la difusión de soluto entre ellas es más corta.
Considerar una partícula de radio 𝒓 rodeada por un arreglo de precipitados esféricos de diferente
radio 𝒓𝒊 distribuidos de manera aleatoria y dispersa en la matriz como se muestra en la figura 1.3.
La distribución radial de soluto alrededor de esta partícula es (𝑪𝜷 = 1) dentro del precipitado,
𝑪𝜶 (𝒓) para 𝑹 = 𝒓, y como se incrementa, para 𝑹 ≫ 𝒓, la concentración de soluto
𝑪𝜶 (�̅�) corresponde al radio promedio de las partículas. El valor de 𝑪𝜶 (𝒓) es tomado como la
relación de equilibrio Gibbs-Thomson, el cual se aplica si las dos fases están en equilibrio local,
es decir, si no hay una barrera significativa para la transferencia de átomos a través de la intercara
matriz – precipitado.
9
Figura 1.3. (a) Arreglo de precipitados alrededor de un precipitado de radio r y (b) Variación de la
concentración desde el centro de los precipitados [26].
La teoría LSW, indica que el crecimiento de los precipitados está controlado por difusión, es
decir, que el flujo de los átomos de una partícula está controlado por la velocidad de transferencia
de masa a través de la intercara matriz – precipitado o por la difusión desde la partícula hacia la
matriz.
El flujo difusivo, a una distancia R desde el precipitado es:
𝑓𝑙𝑢𝑗𝑜 = 4𝜋𝑅2 𝐷𝜕𝐶
𝜕𝑅[=]𝑚2 𝑚2
𝑠
𝑚𝑜𝑙
𝑚4[=]
𝑚𝑜𝑙
𝑠 (6)
donde D es el coeficiente de difusión del soluto a través de la matriz y (𝜕𝐶 𝜕𝑅⁄ ) es el gradiente de
concentración radial de los átomos del precipitado en la superficie matriz – precipitado, C es la
concentración en átomos por unidad de volumen. Esto es,
𝐶 = 𝑁
𝑉𝑚=
𝑓𝑟𝑎𝑐𝑐𝑖𝑜𝑛 𝑚𝑜𝑙𝑎𝑟
𝑣𝑜𝑙𝑢𝑚𝑒𝑛 𝑚𝑜𝑙𝑎𝑟 (7)
(a) (b)
10
𝑓𝑙𝑢𝑗𝑜 = −4𝜋𝑅2 𝐷𝑑𝐶
𝑑𝑅𝑉𝑚 [=]
𝑚𝑜𝑙
𝑠
𝑚3
𝑚𝑜𝑙 [=]
𝑚3
𝑠 (8)
este flujo negativo en la dirección –R, dado el flujo positivo que alimenta el crecimiento de los
precipitados, 𝑑𝑟
𝑑𝑡 puede ser determinado desde el volumen del precipitado V dado por,
𝑉 =4
3𝜋𝑟3 (8.1)
y así, el número de moles, n, de soluto dentro del precipitado, 𝐶𝛽 − 𝐶𝛼 está dado por
𝑛 = 𝑉
𝑉𝑚= 4𝜋𝑟3(𝐶𝛽 − 𝐶𝛼) 3𝑉𝑚⁄ (8.2)
por lo tanto
𝑑𝑛
𝑑𝑟= 4𝜋𝑟2(𝐶𝛽 − 𝐶𝛼) 𝑉𝑚⁄ (8.3)
y
𝑑𝑛
𝑑𝑡= (4𝜋𝑟2 𝑉𝑚⁄ ) (𝐶𝛽 − 𝐶𝛼) 𝑑𝑟 𝑑𝑡⁄ (9)
Se consideró que los precipitados 𝛽 eran casi soluto B puro, así 𝐶𝛽 ≈ 1 y la matriz es casi pura en
A, 𝐶𝛼 ≈ 0. Así que (𝐶𝛽 − 𝐶𝛼) ≈ 1, y la ecuación anterior estaría dada por,
𝑑𝑛
𝑑𝑡= (4𝜋𝑟2 𝑉𝑚⁄ ) 𝑑𝑟 𝑑𝑡⁄ (10)
11
La ecuación (10) indica el flujo requerido para el crecimiento del precipitado, y comparando
las ecuaciones (9) y (10) se obtiene,
(4𝜋𝑟2 𝑉𝑚⁄ ) 𝑑𝑟 𝑑𝑡⁄ = 4𝜋𝑅2𝐷(𝑑𝐶 𝑑𝑅⁄ )𝑉𝑚 (11)
o
𝑑𝑟/𝑅2 = 𝐷𝑑𝐶/𝑟2(𝑑𝑟/𝑑𝑡) (12)
integrando para el radio de los precipitados, r, donde 𝐶 = 𝐶𝛼(𝑟) para valores grandes de la
distancia radial R, se obtiene,
∫ 𝑑𝑟/𝑅2 = ∫ 𝐷𝑑𝐶/𝑟2(𝑑𝑟/𝑑𝑡)
𝐶𝛼(�̅�)
𝐶𝛼(𝑟)
𝑅=∞
𝑅=𝑟
(12𝑎)
C a R = ∞ es tomado como 𝐶𝛼(�̅�), la composición de la solución en equilibrio de un precipitado
de radio promedio �̅�. Integrando la ecuación anterior y asumiendo que las velocidades de
crecimiento instantánea 𝑑𝑟/𝑑𝑡 y la del radio r, sean constantes, de modo que el perfil de
composición no cambien durante el tiempo que le toma a un átomo de soluto difundirse hasta el
precipitado. Si se integra la ecuación 12a se obtiene la siguiente ecuación,
1
𝑟= 𝐷[𝐶𝛼(�̅�) − 𝐶𝛼(𝑟)] 𝑟2𝑑𝑟/𝑑𝑡 ⁄ (13)
haciendo un cambio en la ecuación anterior se obtiene,
12
𝑑𝑟
𝑑𝑡= (𝐷/𝑟)[𝐶𝛼(�̅�) − 𝐶𝛼(𝑟)] (13a)
y sustituyendo la ecuación (3) para partículas esféricas en la ecuación (13a) se obtiene la
ecuación de velocidad de crecimiento dada como,
𝑑𝑟
𝑑𝑡= (2𝐷𝜎𝐶𝛼𝑉𝑚/𝑅𝑇𝑟)[1/𝑟 − 1/�̅�] (14)
Esto se representa gráficamente en la figura 1.4 para dos valores de �̅�. A partir de esta relación
se puede establecer lo siguiente,
i) Las partículas más pequeñas que �̅� se disolverán, la velocidad de disolución se
incrementa rápidamente como 𝑟/�̅� hasta aproximarse a cero.
ii) Las partículas más grandes que �̅� crecerán, pero la velocidad de crecimiento en
términos de 𝑑𝑟/𝑑𝑡 se incrementa desde cero para 𝑟/�̅� a un valor máximo hasta 𝑟 = 2�̅�
y entonces disminuye.
iii) Como �̅� se incrementa, la velocidad de crecimiento de los precipitados más grandes
que �̅� disminuye.
Esto podría provocar una dispersión inicialmente fina con un intervalo de partículas de diferente
tamaño, las partículas pequeñas se volverán más pequeñas hasta desaparecer mientras que las
grandes crecerán. La dispersión de las partículas se hará más gruesa y su radio medio �̅� se
13
incrementará con el tiempo. Así para aquellas partículas que inicialmente crecerán con 𝑟 ≈ �̅� su
crecimiento será más lento que 𝑑�̅�/𝑑𝑡 hasta disolverse completamente.
Figura 1.4. Variación de la velocidad de crecimiento dr/dt con el radio del precipitado r para el crecimiento
controlado por la difusión de dos partículas con diferentes valores de radio medio �̅�, para la curva más baja
�̅� es 50% mayor [26].
Los precipitados más grandes que 2�̅� podrían crecer, muy lentamente, pero estas partículas
requieren mucho más soluto para crecer que las partículas con 𝑟 ≈ 2�̅�.
Una solución apropiada de la variación de �̅� con el tiempo puede suponerse que será igual al
valor máximo de dr/dt para 𝑟 = 2�̅� esto es,
𝑑�̅� 𝑑𝑡⁄ ≈ (𝑑𝑟
𝑑𝑡)
𝑚𝑎𝑥= 𝐷𝜎𝑁𝛼𝑉𝑚/2𝑅𝑇𝑟−2 (14a)
Así
𝑟−2𝑑�̅� = 𝐷𝜎𝑁𝛼𝑉𝑚 𝑑𝑟
2𝑅𝑇 (14b)
14
la integración de esta ecuación a partir de �̅� = �̅�0 para un tiempo t= 0, para �̅� = �̅�𝑡 a un tiempo t
entonces
𝑟𝑡−3 − 𝑟0
−3 = 3𝐷𝑁𝛼𝑉𝑚𝑡/2𝑅𝑇 (15)
Un análisis muy riguroso de LSW proporciona un resultado muy similar. El análisis de LSW
demostró que una distribución Gaussiana inicialmente estrecha del tamaño del precipitado relaja
a una distribución constante de los tamaños del precipitado (ver figura 1.5). La distribución de
tamaño es usualmente graficada contra el radio normalizado (r / �̅�). La ecuación de la velocidad
de engrosamiento LSW después que se haya alcanzado una distribución constante, es,
𝑟𝑡−3 − 𝑟0
−3 = 8𝐷𝑁𝛼𝑉𝑚𝑡/9𝑅𝑇 (16)
Figura 1.5. Distribución del tamaño de partícula y el radio de partícula normalizado controlado por el
mecanismo de difusión durante el proceso de engrosamiento [26,27].
15
1.4 Efecto de las Interacciones Elásticas
Kelly y Nicholson [28] discutieron los efectos del desajuste reticular sobre las formas de las
partículas. Mencionan que las formas principales de las partículas que se consideran son cuatro:
esféricas, cúbicas, placas y agujas. Además señalan que, las partículas esféricas se forman cuando
el desajuste reticular es igual o menor al 3%, mientras que las placas se forman cuando su desajuste
es igual o mayor al 5%. Mientras que los cubos están en un estado intermedio y pueden ser
considerados básicamente iguales a las esferas modificadas levemente por la anisotropía elástica.
Durante el engrosamiento de las partículas coherentes con la matriz, se generan esfuerzos
elásticos. Sí la restricción elástica es muy fuerte o no depende de la magnitud del desajuste reticular
𝛿, un valor grande de |𝛿| implica una fuerte restricción elástica. El desajuste del parámetro
reticular 𝛿 sobre la forma de las partículas coherentes en una matriz esta expresado por:
𝛿 = 𝑎𝛾´−𝑎𝛾
𝑎𝛾 (17)
donde 𝑎𝛾´ y 𝑎𝛾 son los parámetros reticulares de la partícula y de la matriz respectivamente.
Resultados experimentales obtenidos sobre el engrosamiento de partículas cuando un sistema
es fuertemente influenciado por las interacciones elásticas son los siguientes [20,21]:
i) El exponente del radio medio m, no es igual a 3, es decir, la ley t1/3 no se cumple.
ii) La desviación estándar σ de la distribución del tamaño de partículas f (r, t)
gradualmente disminuye con el tiempo de envejecido.
16
iii) La desaceleración del engrosamiento y la disminución de 𝜎 ocurre simultáneamente,
lo cual sugiere que el tamaño de las partículas se disperse uniformemente y la
microestructura converja en un estado particular.
Estos resultados no concuerdan por lo predicho por las teorías convencionales LSW y LSW-
VFM sobre la maduración de Ostwald en las cuales la fuerza motriz para el engrosamiento de los
precipitados es la energía superficial.
Enomoto y Kawasaki [29] introducen un método dinámico para simular la ecuación de
engrosamiento que incluye el efecto de los campos elásticos a bajas fracciones volumétricas de
precipitados, bajo las siguientes consideraciones:
i) Los precipitados son esféricos e inmóviles.
ii) Precipitado y matriz son isotrópicos elásticamente.
iii) La interfase entre la matriz y el precipitado es coherente.
iv) Los efectos elásticos no son grandes, lo cual permite que las interacciones elásticas se
puedan expresar como una superposición de interacciones entre pares de partículas.
1.5 Morfología de los Precipitados Coherentes
Un precipitado coherente es aquel cuya estructura cristalina y arreglo atómico tienen una
relación continua con la matriz que lo formó. En el caso de la nucleación homogénea, las partículas
precipitadas son comúnmente coherentes con la matriz. Los cambios morfológicos son controlados
por los siguientes factores:
17
a) la energía interfacial
b) la fracción volumétrica de las partículas
c) la anisotropía de la energía
d) el desajuste reticular entre la matriz y el precipitado
e) la deformación plástica
f) los esfuerzos aplicados
g) la orientación cristalográfica [20].
Las aleaciones base Ni y base Fe son sistemas que presentan una morfología de precipitados
coherentes. Mostrando diferentes tipos de forma de partícula: esferas, cubos, placas, barras, etc.
Cuando la distribución (uniforme, aleatoria o direccional, etc.) de los precipitados es considerada,
el alineamiento y la localización de las partículas es totalmente específica [30]. La relación entre
la forma y la distribución es: partículas aleatoriamente distribuidas en la matriz, y partículas
cúbicas o placas que exhiben alineamiento direccional, por los efectos elásticos. En general, las
teorías predicen que las partículas esféricas tienen una energía de deformación mayor, y las
partículas en forma de placas tienen una menor. Esto en el caso donde la fase precipitada es suave
elásticamente que la matriz, a pesar de la relación de orientación y anisotropía elástica. Para el
caso donde las partículas son duras en una matriz suave, la forma esférica representa la mínima
energía de deformación. Estas deformaciones elásticas influyen en la forma de las partículas.
Cuando una partícula es coherente con la matriz, el desajuste reticular entre la matriz y partícula
causa deformación elástica y a su vez forman un campo de deformación elástico alrededor de la
partícula, que inducen a las interacciones elásticas que influyen en el comportamiento de las
partículas precipitadas, de acuerdo a la ecuación (16).
18
Cuando el desajuste reticular 𝛿 es casi igual a cero, las partículas son esféricas. Sí 𝛿 >0.03, la
forma de las partículas son placas o barras. Algunos sistemas de aleación tienen un desajuste
reticular intermedio, por ejemplo, Ni-Al (𝛿 = 0.03 – 0.005) y Ni-Si (𝛿 = -0.003), las partículas son
cubos y están alineados sobre alguna dirección cristalográfica de la matriz [31].
1.6 Aleaciones del Sistema Fe-Ni-Al
El sistema Fe-Ni-Al ha tenido una importancia práctica y tecnológica para el desarrollo de
aleaciones magnéticas y aceros inoxidables PH. Estas aleaciones tienen buenas propiedades
mecánicas y excelentes niveles de resistencia a la corrosión cercana a los 1000°C. Además poseen
buena ductilidad y dureza, ofrecen mejores condiciones de operación bajo ambientes severos
superiores a los aceros PH-17, a las aleaciones base Ni y a los Nitralloy-N y se han usado como
materiales estructurales, tales como componentes para reactores nucleares y aplicaciones
petroquímicas que requieren resistencia a la corrosión bajo esfuerzos.
Las superaleaciones base Ni dependen de la presencia de partículas intermetálicas precipitadas
de forma ordenada 𝛾´ (Ni3Al) embebidas en la matriz, para dar excelentes propiedades mecánicas
a elevadas temperaturas. Los precipitados 𝛾´ son coherentes con la matriz, así como
termodinámicamente estables. Las nuevas aleaciones base Fe pueden ser desarrolladas para
aplicaciones a elevadas temperaturas con características similares debido a los precipitados 𝛽´ que
satisfacen los requerimientos en las aleaciones ferríticas.
19
Algunas aleaciones comerciales base Fe tales como: 17-7 PH (17Cr-7Ni-1.2Al0.07C, en %
peso) y Nitralloy-N (4.8Ni-1.9Al-0.5Cr-0.4Mn-0.2Mo-0.2C, en % peso) limitan sus aplicaciones
a temperaturas moderadas. Estas aleaciones son ferríticas relativamente a bajas temperaturas. Su
baja temperatura de transformación de 𝛼 a 𝛾 impide su uso a elevadas temperaturas.
Bradley [32,33] enfocó su investigación en dos regiones 𝛾 + β’ y 𝛼 + β’ del sistema Fe-Ni-Al,
determinaron mediante la técnica de Difracción de Rayos-X, dentro de la región de estudio
(temperaturas de 750 a 1050°C), que 𝛼 presenta una estructura cúbica centrada en el cuerpo (bcc)
que corresponde a la fase matriz y para β’ que corresponde a los precipitados con una
superestructura del tipo NiAl. Mencionan que la segunda fase que precipita, β’ es una estructura
ordenada en la cual el excedente de átomos de hierro reemplaza al níquel y/o aluminio en forma
aleatoria en la estructura NiAl. Además, la precipitación de β’ es un proceso ordenado. En la figura
1.6 se muestra el corte isotérmico del diagrama de fases a 850°C.
20
Figura 1.6. Corte Isotérmico a 850°C del diagrama ternario Fe-Ni-Al [33,34].
21
CAPITULO II. DESARROLLO EXPERIMENTAL
2.1 Material y Equipo
2.1.1 Material
La aleación se fabricó a partir de la fusión de elementos de alta pureza, haciendo uso de un
mini-horno de arco eléctrico. La tabla 2.1 muestra la pureza de los elementos empleados.
Tabla 2.1. Elementos empleados.
Elemento Pureza (% wt)
Fe 98.98
Ni 99.95
Al 99.99
2.1.2. Equipos
Los equipos empleados en el presente trabajo y las condiciones experimentales se describen de
manera general en las Tablas 2.2 – 2.6.
Tabla 2.2. Características técnicas del mini horno de arco eléctrico [35].
Equipo Mini horno de arco eléctrico
Marca: Edmund Bühler
Horno para fusiones de laboratorio por generación de arco eléctrico, con sistema de refrigerado
con agua.
Datos de Operación
Cantidad : de 5 - 20 g por carga
Temperatura: hasta 3500°C, dependiendo de la cantidad
Crisol de aleación de cobre, Bomba de vacío, sistema de bombeo HVT52 / G, medidor de alto
vacío, control de flujo de agua, enfriadores de recirculación.
22
Tabla 2.3. Características técnicas del horno de cámara [36].
Equipo Horno de cámara
Marca: Carbolite CWF 1200
Horno de calentamiento por medio de resistencias para tratamiento térmico.
Datos de Operación
Tamaño de cámara: 13 litros
Temperatura: Máxima de 1200°C
La irradiación de gran alcance en la cámara asegura una buena uniformidad térmica.
Tabla 2.4. Características técnicas de la pulidora NANO 1000T [37].
Equipo Pulidora
Marca: Pace technologies NANO 1000T
Máquina de pulido para preparación metalográfica
Datos de Operación
Velocidad: variable, 0 - 1000 rpm
Dosificación de Agua, paños intercambiables y abrasivos.
Tabla 2.5. Características técnicas de la cortadora PICO 155 [38].
Equipo Cortadora
Marca: Pace technologies PICO 155
Máquina, automática de corte de precisión para seccionado de espécimen metálico y de
cerámica, empleando discos de diamantes.
Datos de Operación
Tamaño de muestra Tamaño máximo de 50 milímetros de diámetro
Velocidad: variable, 50 - 1500 rpm
El objeto se sujeta en un brazo móvil.
Tabla 2.6. Características técnicas de la electropulidora LectroPol-5 [39].
Equipo Electropulidora
Marca: Struers Lectropol-5
Máquina de pulido y ataque electrolítico controlado por un microprocesador, totalmente
automático. Se completa con unidad de control, unidad de pulido y unidad de ataque externa.
Datos de Operación
Tamaño de muestra Altura máximo de 100 milímetros. Diámetro interno 6
milímetros.
23
Tabla 2.7. Características técnicas del microdurómetro Vickers [40].
Equipo Microdurómetro Vickers automático
Marca: Future-Tech serie FM7249
Microdurómetro con objetivos de 10x a 50x,
Pantalla digital y táctil.
Datos de Operación
Carga: Desde 1 gf hasta 500 gf.
Memorización de lecturas, análisis estadístico.
2.2 Composición Gravimétrica y Fabricación de las Aleaciones
La preparación gravimétrica se realizó con una base de cálculo de 20 gramos en masa, misma
que tiene la composición química del % atómico de 50% Fe, 25% Ni y 25% Al. Cada elemento
tuvo una medida en masa con una balanza analítica con una precisión de error del 0.001%, tomando
una tolerancia máxima de +/- 0.05g. Las cantidades de los elementos químicamente puros se
muestran en la tabla 2.8.
Tabla 2.8. Composición gravimétrica de la aleación.
Elemento % atómico Peso
(g)
Fe 50 11.268
Ni 25 5.964
Al 25 3.162
total 100 20.394
24
2.3 Corte y Encapsulado
La muestra proveniente de la fusión se cortaron en 6 partes empleando una cortadora Pace
technologies con disco de corte de diamante y lubricante base agua para evitar el calentamiento de
la muestra. Cada pieza cortada fue preparada metalográficamente y caracterizada por MEB-EDS.
Después de este análisis todas las muestras se limpiarán superficialmente empleando lijas de
carburo de silicio; con el fin de eliminar la presencia de contaminantes. Posteriormente fueron
encapsuladas de forma individual en tubos de cuarzo de alta pureza en una atmósfera inerte.
2.4 Tratamientos Térmicos
2.4.1 Tratamiento Térmico de Homogeneizado
El tratamiento térmico de homogeneizado se llevó a cabo en un horno de cámara marca
Carbolite a una temperatura de 1000°C durante 48h, esto con la finalidad de llevar a la aleación a
su región monofásica de alta temperatura de acuerdo al diagrama de equilibrio de fases donde a la
temperatura de 1000°C en la aleación está presente sólo la fase β’.
Después del tratamiento de homogeneizado las capsulas fueron enfriadas al aire a temperatura
ambiente. El enfriamiento relativamente rápido permitió retener la fase de alta temperatura como
una solución sólida sobresaturada saturada.
25
Figura 2.1. Esquema de tratamiento térmico de homogeneizado.
2.4.2 Tratamiento Térmico de Envejecido
Se realizaron tratamientos de envejecido isotérmicos a 850°C y 900°C por diferentes periodos
de tiempo. Estos tratamientos permitieron inducir la precipitación de segundas fases [41]. En la
Tabla 2.9 se muestran los tiempos de envejecido que han llevado las muestras tratadas.
Tabla 2.9. Secuencia de los tiempos y temperaturas de envejecido.
Temperatura (°C) Tiempo (h)
850 5
10
25
50
100 900
Nota: el control de temperatura (± 5°C)
26
2.5 Preparación de las muestras
2.5.1 Desbaste y Pulido
Las muestras de la aleación se desbastaron mecánicamente con lijas de carburo de silicio grueso
al fino (240, 320, 400, 600, 1000, 1500, 2000 2400 y 4000). Posteriormente se pulieron hasta un
acabado espejo en paños de pelo corto marca EXTEC ALPHAGAM con alúmina (Al2O3) de 0.05
µm y silica coloidal 0.02µm.
2.5.2 Ataque Electroquímico
La microestructura se reveló mediante un ataque electroquímico. El ataque se realizó en una
celda electroquímica Struers Lectropol-5 con el ánodo (la muestra) y un cátodo de grafito con una
diferencia de potencial de 0.5 a 1.0 V con una exposición de 30 a 50 segundos. El reactivo de
ataque está compuesto por una solución volumétrica al 10% de HCl en metanol.
Figura 2.2. Electropulidora de doble chorro.
27
2.6 Técnicas de Caracterización
2.6.1 Caracterización por Microscopía Electrónica de Barrido de Alta Resolución
La caracterización de la microestructura se llevó a cabo en un Microscopio Electrónico de
Barrido de Alta Resolución (MEB-AR) de emisión de campo marca JEOL modelo JSM 6701F.
Las imágenes fueron obtenidas mediante electrones secundarios con un voltaje de 15 kV para
obtener un contraste superficial
Figura 2.3. Microscopio Electrónico de Barrido de Alta Resolución JEOL 6701F
2.6.2 Caracterización por Microdureza
La dureza se midió empleando un microdurómetro Vickers FutureTech, con una carga de 200
gf con un tiempo de permanencia de 12 segundos, lo que permitió evaluar la evolución de la
resistencia que opone el material a ser penetrado durante los tratamientos de envejecido. El
procedimiento técnico se basa en la norma ASTM-E384-99 [42].
28
Figura 2.4. Microdurómetro FutureTech.
29
CAPITULO III. RESULTADOS Y DISCUSIÓN
En el presente capitulo se muestran los resultados obtenidos del análisis por Microscopía
Electrónica de Barrido de Alta Resolución y convencional, mediciones de microdureza Vickers y
nanoindentación, durante el envejecido isotérmico de la aleación Fe-23%Ni-28%Al a 850°C y
900°C por diferentes tiempos..
3.1 Análisis de Composición Química
El análisis de la composición química se llevó a cabo mediante Microscopía Electrónica de
Barrido convencional empleando un espectrómetro de energía dispersiva de Rayos X. La Figura
3.1 muestra tres espectros de energía de la aleación Fe-23%Ni-28%Al posterior al proceso de
fusión y preparadas superficialmente por desbaste hasta lija 2000. El análisis global se realizó en
3 diferentes zonas a 500X con un área analizada de 1mm2 por zona. En la Tabla 3.1 se observa el
resultado de los microanálisis químicos elementales de cada análisis con su respectivo promedio.
Cabe señalar que los microanálisis se consideraron suficientes debido a que los resultados del
microanálisis tienen una desviación estándar mínima de hasta 0.6% at.
La composición nominal propuesta fue de Fe-25%Ni-25%Al, sin embargo los resultados
mostraron un contenido menor de Ni y mayor de Al. Por lo tanto, la composición final de la
aleación en el presente estudio fue denominada como Fe-23%Ni-28%Al.
30
Figura 3.1. Espectros de energía del análisis por EDS en el MEB obtenidos de la aleación Fe-23%Ni-
28%Al posterior a la fusión.
Co
nte
os
Co
nte
os
Co
nte
os
31
Tabla 3.1. Tabla comparativa entre la composición obtenida de la aleación y nominal.
Elemento Análisis 1 Análisis 2 Análisis 3 Promedio Nominal
Fe 48.40 49.02 49.69 49.02 50
Ni 23.47 22.52 22.97 22.99 25
Al 28.13 28.46 27.34 27.99 25
La Figura 3.2 muestra la ubicación de la composición química obtenida en cortes isotérmicos
del diagrama de equilibrio Fe-Ni-Al a 850 y 950°C [43]. Uno de los requerimientos para promover
el endurecimiento por precipitación en un sistema de aleación es que la composición en un
diagrama de equilibrio se debe localizar en una zona monofásica a altas temperaturas y una zona
bifásica a temperaturas inferiores [32, 33, 44]. Para las aleaciones ricas en Fe del sistema Fe-Ni-
Al, los diagramas de la Figura 3.2 muestran claramente una zona bifásica de las fases α rica en Fe
y la fase intermetálica β’ (NiAl) ambas con estructura cubica centrada en las caras.
La aleación Fe-23%Ni-28%Al se localiza en una zona bifásica a 800°C y en una zona
monofásica a 950°C, por lo tanto cumple con los requisitos para poder promover un
endurecimiento por precipitación. En este caso la zona monofásica corresponde a la fase β’ (NiAl),
la cual tiene una sobresaturación de Fe debido a las altas temperaturas, por tanto, la aleación puede
ser homogeneizada desde 950°C. Asimismo, se justifica el tratamiento de envejecido a 850°C y
900°C, donde la composición química de la aleación caen en el campo bifásico α+β’.
32
Figura 3.2. Diagrama de fases isotérmico del sistema Fe-Ni-Al: (a) 850 y (b) 950°C.
(a)
(b)
33
3.2 Análisis por Microscopia Electrónica de Barrido de Alta Resolución
Las Figuras 3.3 y 3.4 muestran la evolución microestructural de la aleación Fe-23%Ni-28%Al
(%atómico) envejecida por diferentes tiempos a 850 y 900°C, respectivamente. En ambos casos,
se identificó a la fase α (rica en Fe) como las zonas más oscuras debido a la presencia de
precipitados de enfriamiento en su interior [45,46], mientras que la fase β’ (NiAl) corresponde a
las regiones en contraste claro, lo cual se aprecia en dichas figuras.
Este contraste fue resultado del ataque químico donde las zonas más resistentes a la corrosión
es la fase β’ y por lo tanto se atacó preferentemente las zonas ricas en Fe. En ambos tratamientos
de la aleación Fe-23%Ni-28%Al, la fase mayoritaria fue la fase β' (NiAl) y por lo tanto, la
minoritaria fue la fase α. Los resultados muestran una aparente fracción volumétrica mayor a 850°,
a partir de las mediciones mediante un analizador de imágenes comercial, estimando una fracción
área de la fase α a 850 y 900°C, de 38 y 25%, respectivamente. Por lo tanto, en la aleación Fe-
23%Ni-28%Al envejecida a 850 y 900°C, la fase α se consideran como los precipitados del
sistema. Asimismo, se corrobora su ubicación en el diagrama de equilibrio ternario Fe-Ni-Al de la
Figura 3.2.
La Figura 3.3 muestra la evolución de los precipitados α en una matriz β’ a 850°C por diferentes
tiempos. La microestructura consiste de precipitados α aislados e interconectados, con una
apariencia de una red interconectada de la matriz β’. Durante el envejecido, el proceso de
engrosamiento es evidente en los precipitados α, los cuales aumentan de tamaño y la interconexión
es mayor, disminuyendo la cantidad de precipitados aislados. Asimismo, la microestructura
muestra un aparente un alineamiento preferencial de las intercaras matriz-precipitado, lo cual
34
puede estar asociado con las direcciones elásticamente suaves (100) de la fase alfa [47-49].
Después de 50 y 100h a 850°C, la interconexión es evidente y las intercaras curvas predominan.
Figura 3.3. Micrografías a 20kX de la aleación Fe-23%Ni-28%Al, envejecida isotérmicamente a 850°C
durante (a) 5, (b) 10, (c) 25, (d) 50 y (e) 100h.
β'
α
α
(a) (b)
(c) (d)
(e)
β'
β'
35
La Figura 3.4 muestra la evolución de los precipitados α en una matriz β’ a 900°C por diferentes
tiempos. Al igual que en la figura anterior dicha microestructura consiste en precipitados α aislados
e interconectados, en una matriz también con apariencia interconectada de la fase β’. Durante el
proceso de envejecido, el engrosamiento de los precipitados α se lleva a cabo de forma notable,
aumentando el tamaño y disminuyendo el número de precipitados conforme el tiempo aumenta.
El aumento en la interconexión de los precipitados α durante su engrosamiento puede también
asociarse con un posible fenómeno de coalescencia debido a la reducción en el ancho de los
precipitados (señalado por flechas). De forma similar a 850°C, la microestructura muestra un
alineamiento preferencial de las intercaras matriz-precipitado, que estar asociado con las
direcciones elásticamente suaves (100) de la fase α [47-49]. Después de 100 h a 900°C, el
alineamiento preferencial no es evidente, predominando las intercaras irregulares entre matriz-
precipitado.
36
Figura 3.4. Micrografías a 20kX de la aleación Fe-23%Ni-28%Al, envejecida isotérmicamente a 900°C
durante (a) 5, (b) 10, (c) 25, (d) 50 y (e) 100h.
(a) (b)
(c) (d)
(e)
β'
α
37
3.3 Durezas
La medición de las durezas de la aleación Fe-23%Ni-28%Al envejecida a 850 y 900°C por
tiempos de hasta 100h se muestran en las Figuras 3.5 y 3.6. En general, se observa para ambas
temperaturas, un incremento en la dureza con el tiempo de envejecido desde 1 hasta 100h,
solamente en el caso de un tratamiento de 0.5h a 850°C la dureza disminuyo en comparación a la
dureza en condición de homogeneizado. En el caso de la Figura 3.5 para el envejecido a 850°C, la
dureza máxima alcanzada después de 100h fue de 482.67HV (48HRC), mientras que para el caso
del envejecido a 900°C (Figura 3.6), la dureza máxima fue de 452.15HV (45 HRC). El señalar que
la dureza fue ligeramente mayor a 850°C que a 900°C es de vital importancia, en los primeros
tiempos de envejecido, y conforme el tiempo aumenta se observó una notable diferencia en la
dureza de hasta 30 puntos HV entre ambas durezas. Es importante mencionar que en aleaciones
con menor contenido de Ni y Al como es el caso del sistema de aleación Fe-10%Ni-15%Al [50-
52], el proceso de engrosamiento ocurre en una matriz de la fase α rica en Fe y los precipitados
endurecedores de la fase β’ (NiAl), donde el incremento en el tiempo de envejecido promueve una
disminución en la dureza. Este fenómeno se atribuye principalmente a la disminución en el número
de precipitados, incremento en su tamaño y a la perdida de coherencia entre matriz-precipitado
[49, 50]. Sin embargo, un comportamiento inverso en la dureza durante el envejecido puede
esperarse en aleaciones con alto contenido de Ni y Al como en el presente estudio, donde ahora el
proceso de engrosamiento de precipitados de la fase Fe-α en una matriz de fase β’(NiAl) promueve
un endurecimiento constante.
38
Figura 3.5. Perfil de endurecimiento a 850°C.
Figura 3.6. Perfil de endurecimiento a 900°C.
410.00
420.00
430.00
440.00
450.00
460.00
470.00
480.00
490.00
0 20 40 60 80 100 120
Du
reza
(H
V)
tiempo de envejecido (hr)
Perfil de endurecimiento a 850°C
425.00
430.00
435.00
440.00
445.00
450.00
455.00
0 20 40 60 80 100 120
Du
reza
(H
V)
tiempo de envejecido (hr)
Perfil de endurecimiento a 900°C
39
Otra información relevante fue que a partir de trabajos recientes [45,46] en aleaciones del
sistema Fe-Ni-Al empleando gradientes composicionales mediante pares difusores, han reportado
que el aumento en la composición de los elementos Ni y Al con respecto al Fe promueve una
mayor dureza. En el trabajo de la referencia [45] bajo un gradiente composicional de un par difusor
Fe-8%Ni-12%Al / Fe-25%Ni-25%Al envejecido a 850°C durante 5, 10, 25 y 50h, reportaron una
aleación Fe-22.5%Ni-27.2%Al, donde la dureza incrementa con el tiempo de envejecido desde
443 a 465HV. Dicho comportamiento es similar al reportado en el presente trabajo con una
aleación Fe-23%Ni-28%Al, observando también un incremento en la dureza conforme se
incrementa el tiempo de envejecido desde 438 a 471 HV a la misma temperatura.
3.4 Comparación de Resultados entre Condiciones
Las Figura 3.7 muestran imágenes representativas de la precipitación de fases en la aleación
Fe-23%Ni-28%Al a 850 y 900°C. Dicha figura muestra que los precipitados α crecen con el tiempo
de envejecido y disminuyen en cantidad. Adicionalmente, se observa un tamaño mayor de la fase
α a 900°C en comparación con 850°C, donde la orientación preferencial de dicha fase no se
observa después de 100 h a 900°C. La microdureza Vickers para cada condición también se
muestra en la Figura 3.7, donde la mayor dureza se obtiene a 850°C después de 100 h. La
comparación en el comportamiento de la dureza para ambas temperaturas se muestra en la Figura
3.8. A partir de éstos resultados comparativos se puede mencionar que el incremento en el tamaño
de los precipitados de la fase α promueve un aumento en la dureza de la aleación durante el
envejecido isotérmico, lo cual es análogo a lo observado en aleaciones con mayor contenido de Fe
del sistema Fe-Ni-Al. Este fenómeno se observó en ambas temperaturas, señalando que a 850°C
40
se detectó la mayor dureza para todos los tiempos de envejecido con una diferencia de hasta 30
puntos HV con precipitados de menor tamaño que a 900°C.
Considerando la evolución microestructural se presenta una menor dureza general, esto debido
a la aparición de precipitados de α al interior de las placas de NiAl, los cuales disminuyen la dureza.
La presencia de estos precipitados se atribuye a que a 900°C la fase β’ puede disolver una menor
cantidad de Fe y debe expulsarlo. Además, el mayor tamaño de las placas de NiAl disminuye el
efecto reforzante de los límites de grano.
41
Figura 3.7. Evolución microestructural a 20kX de la aleación Fe-23%Ni-28%Al a diferentes tiempos.
(a), (c) y (e) 850°C; y (b), (d) y (f) 900°C.
438 HV
445 HV
431 HV
472 HV
483 HV 452 HV
(a)
(c)
(e)
5 h
100 h
50 h
(b)
(d)
(f)
5 h
100 h
50 h
42
Figura. 3.8. Perfil de endurecimiento comparativo de la aleación Fe-23%Ni-28%Al a diferentes
temperaturas.
420.00
430.00
440.00
450.00
460.00
470.00
480.00
490.00
0 20 40 60 80 100 120
Du
reza
(H
V)
tiempo de envejecido (hr)
Perfiles de endurecimiento
900°C
850°C
43
CONCLUSIONES
A partir de los resultados de la caracterización por Microscopía Electrónica de Barrido
convencional y de alta resolución y mediciones de microdureza Vickers de la evolución de la
precipitación de fases en la aleación Fe-23%Ni-28%Al durante su envejecido isotérmico a 850 y
900°C, se concluye que:
1. La microestructura interconectada de la aleación Fe-23%Ni-28%Al, consiste de una matriz
de fase β’ (NiAl) y precipitados de la fase α rica en Fe.
2. El efecto del tiempo de envejecido promueve el engrosamiento de la fase α, mientras que el
incremento en la temperatura promueve una fracción de precipitados α menor y con un
mayor tamaño.
3. El comportamiento de la dureza en ambas temperaturas fue un incremento constante hasta
las 100 h de envejecido.
4. La mayor dureza se obtuvo en la aleación Fe-23%Ni-28%Al envejecida a 850°C, la cual
fue de 483 HV (48 HRC).
44
REFERENCIAS
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