MAESTRO EN CIENCIA DE LOS MATERIALES · 2017. 7. 3. · materiales avanzados, s.c. que para obtener el tÍtulo de centro de investigaciÓn en “efecto del niquel y parÁmetros de

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

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.

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

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.

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.

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.

4

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.

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.

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

7

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).

8

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

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).

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.

CAPITULO 2: DESARROLLO EXPERIMENTAL

11


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


12

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


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


14

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

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


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.


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


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.


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.


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)




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)



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


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.


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.


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)


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


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.


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.


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.


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.


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.


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.


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


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.


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


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.


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.


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


38

2% Ni 10% Ni

Figura 3.16.-Micrografías MEB de las muestras procesadas a 10 horas de molienda


40 m

15 m

40 m

15 m

400 m

FeNi

Fe 400 m

FeNi

Fe

Fe

FeO Fe

FeO


39

4% Ni 10% Ni



40 m

15 m

40 m

15 m Cu

Fe

FeO

FeNi

FeNi

Fe

400 m

Cu

FeNi Fe

400 m

Fe

FeNi


40

2% Ni 6% Ni



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


41

2% Ni 10% Ni



400 m 400 m

40 m 40 m

15 m 15 m

Mo

Mo

Cu

FeO

Fe

FeNi

Fe

FeNi

FeO

Cu

Cu

FeO


42

2% Ni 10% Ni



400 m 400 m

40 m 40 m

15 m 15 m

FeNi

FeNi

FeO

FeO

Fe

Fe

FeO

FeO

FeNi

Fe


43

2% Ni 8% Ni



400 m 400 m

40 m 40 m

15 m 15 m

Cu

FeNi

Fe

FeNi

Mo

FeNi

Fe

FeNi

Fe

Fe


44

2% Ni 8% Ni



400 m 400 m

40 m 40 m

15 m 15 m

Fe

Fe

FeNi Cu

Mo

FeNi

Cu

FeNi

Fe

FeNi


45

2% Ni 10% Ni



400 m 400 m

40 m 40 m

15 m 15 m

Cu

FeO

FeNi

Fe

FeNi

Mo

FeNi

Fe

Fe

Cu

FeNi

Fe

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.

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.

BIBLIOGRAFÍA

48

REFERENCIAS

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MAESTRO EN CIENCIA DE LOS MATERIALES · 2017. 7. 3. · materiales avanzados, s.c. que para obtener el tÍtulo de centro de investigaciÓn en “efecto del niquel y parÁmetros de