INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL
ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA
E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS
ESTUDIO DE LA PRECIPITACIÓN DE FASES
DEL SISTEMA Fe-Ni-Al
EN GRADIENTES DE COMPOSICIÓN
DIRECTOR DE TESIS:
DR. HÉCTOR J. DORANTES ROSALES
MÉXICO, D.F. 2015
T E S I S
QUE PARA OBTENER EL TÍTULO DE
INGENIERO EN METALURGIA Y
MATERIALES
P R E S E N T A :
ÁNGEL DÍAZ SALAZAR
DEPARTAMENTO DE INGENIERIA EN METALURGIA
Y MATERIALES
INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONALESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS
DEPARTAMENTO DE EVALUACiÓN Y SEGUIMIENTO ACADÉMICO
SECRETARIADE
EDUCACiÓN PÚBLICA
T-043-15México, D. F., 21 de abril del 2015.
Al C. Pasante:ÁNGEL OíAZ SALAZAR
Boleta:2010321164
Carrera:IMM
Generación:2010-2014
Mediante el presente se hace de su conocimiento que este Departamento acepta que el
C. Dr. Héctor Javier Dorantes Rosales, sea orientador en el tema que propone usted desarrollar como
prueba escrita en la opción Tesis Individual, con el título y contenido siguiente:
"Estudio de la precipitación de fases del sistema Fe-Ni-AI en gradientes de composición".
Resumen.Introducción.
1.- Antecedentes.11.- Desarrollo experimental.111.- Resultados y discusión.
Conclusiones.Bibliografía.
Se concede un plazo máximo de un año, a partir de esta fecha, para presentarlo a revisión porel Jurado asignado.
Dr. Héclo~ntes RosalesDirector de Tesis
Cedo Prof. 2220034
Dra. Lucía Te JuradoPresidente de la Aca ia de
Metalurgia Física.
C. C. p.- Control Escolar.GATA/rcr
INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONALESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS
DEPARTAMENTO DE EVALUACIÓN Y SEGUIMIENTO ACADÉMICO
SECRETARIADE
EDUCACiÓN PÚBLICA T·043·15
México,D. F., 7 de julio del 2015.
Al C. Pasante:ÁNGEL DíAZ SALAZARPRESENTE
Boleta:2010321164
Carrera:IMM
Generación:2010-2014
Los suscritos tenemos el agrado de informar a usted, que habiendo procedido a revisar el
borrador de la modalidad de titulación correspondiente denominado:
"Estudio de la precipitación de fases del sistema Fe·Ni·AI en gradientes de composición"
encontramos que el citado Trabajo de Tesis Individual, reúne los requisitos para autorizar el Examen
Profesional y PROCEDER A SU IMPRESIÓN según el caso, debiendo tomar en consideración las
indicaciones y correcciones que al respecto se le hicieron.
Atentamente
JURADO
~~ \-\"",o...-h \\\.c:\-~,,,,-,,-,Dr. Víctor Manuel López Hirata
Presidente/ng. G/audia Ra~z Rodriguez
sex'~ria
Dr. Hedor Ja~es Rosa/es1er.Vocal
Dra. Lucia Gr I.~ Barriga Arceo~:: ~Or. Felipe Hernández Santiago
3er. Vocal
c.e.p.- ExpedienteGATA/rer
Agradecimientos
AGRADECIMIENTOS
Al Instituto Politécnico Nacional,
Escuela Superior de Ingeniería Química e Industrias Extractivas.
Al proyecto CONACYT (Ciencias Básicas 2013, No. 222459) por el apoyo brindado para la
realización del presente trabajo.
Al Dr. Héctor J. Dorantes Rosales
Por su paciencia y dedicación.
Ala generación 2010-2014
A mis amigos: Juan Blancas, Edgar López, Cesar Palacios, Federico Monroy.
Y los que pusieron su granito de arena: Liliana Cosmes López, Carlos Ferreira Palma, Carlo
Enrique Sosa González, Edgar Contreras Piedras, Alfredo Flores Ramos, Ismael Flores.
Dedicatorias
DEDICATORIAS
A mis primeros consejeros y maestros en la vida:
Mis padres
Florencia y Jesús
A mis hermanos y amigos que me motivan a seguir adelante, por todo y mas
gracias.
Contenido
CONTENIDO
Pág.
RESUMEN i
Lista de Figuras. ii
Lista de Tablas. v
INTRODUCCIÓN 1
Capítulo I. ANTECEDENTES TEÓRICOS
1.1 Propiedades generales y usos del Hierro 2
1.1.1 Alotropía del Hierro 2
1.1.2 Clasificación de las aleaciones de Hierro 4
1.2 Propiedades generales y usos del Níquel 5
1.2.2 Aleaciones de Níquel 6
1.3 Superaleaciones 7
1.3.1 Características de las superaleaciones 7
1.3.2 Metales base de las superaleaciones 8
1.4 Teoría de transformaciones de fase 8
1.5 Difusión en el estado sólido 9
1.5.1 El par difusor 10
1.5.2 Leyes de la difusión 12
1.6 Endurecimiento por precipitación 13
1.6.1 Condiciones para producir endurecimiento por precipitación 15
1.6.2 Tratamiento de endurecimiento del Ni por precipitación 16
1.7 Sistema Fe-Ni-Al 16
1.7.1 Aluminuros de Níquel 16
1.7.2 Aleaciones base Hierro endurecidas por partículas de NiAl 17
1.7.3 Estado del arte: trabajos previos del sistema Fe-Ni-Al 18
Capítulo II. DESARROLLO EXPERIMENTAL
2.1 Procedimiento experimental 21
2.2 Material 22
2.3 Equipos 22
2.4 Fabricación de la aleación 24
2.5 Mecanizado 25
2.6 Desbaste y pulido 25
2.7 Fabricación del par difusor 25
2.8 Tratamiento de recocido de difusión 26
2.9 Corte de laminillas 26
2.10 Tratamiento térmico de envejecido 27
2.11 Ataque electroquímico 28
2.12 Caracterización por MEB y MEB de alta resolución 28
2.13 Caracterización por microdureza 28
Contenido
Pág.
Capítulo III. RESULTADOS Y DISCUSIÓN
3.1 Análisis de los pares difusores 29
3.2 Perfiles de composición 31
3.3 Trayectoria difusiva 33
3.4 Análisis durante el envejecido isotérmico 36
3.4.1 Envejecido a 750oC 25h: gradiente en el Hierro 36
3.4.2 Envejecido a 750oC: gradiente en la aleación-Hierro 38
3.4.3 Envejecido a 800oC: gradiente en la aleación-Hierro 40
3.4.4 Envejecido a 750oC: gradiente en la aleación-Níquel 42
3.4.5 Envejecido a 800oC: gradiente en la aleación-Níquel 44
3.5 Comportamiento de la dureza 46
CONCLUSIONES 49
REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS 50
Resumen
i
RESUMEN
El estudio de la precipitación de las fases α (rica en Fe) y β ((Ni, Fe)Al) se llevó a cabo en gradientes
composicionales generados mediante pares difusores de Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe. La aleación
Fe0.34Ni0.33Al0.33, y los elementos Fe y Ni fueron previamente fundidos en un minihorno de arco
eléctrico en una atmosfera inerte de gas Ar. Los pares difusores se obtuvieron manteniendo en
contacto la superficie de cada componente bajo una presión mecánica y tratada térmicamente
mediante un recocido de difusión a 1100°C durante 72h, lo cual permitió generar una muestra con los
gradientes de composición a partir de cada unión. Se cortaron 3 secciones de la muestra que contienen
los pares difusores, las cuales fueron destinadas para su posterior tratamiento de envejecido a 750 y
800°C a diferentes tiempos, y una muestra testigo. La caracterización se llevó a cabo mediante
microscopía electrónica de barrido convencional y de alta resolución, ambos equipados con un
espectrómetro de energía dispersa de rayos X (EDS), y mediciones de dureza Vickers. Los resultados
mostraron que en el caso del par Ni- Fe0.34Ni0.33Al0.33 se generó un gradiente en el Ni de 330 μm y
610 μm en la aleación. Mientras que en el par difusor Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe, el gradiente composicional
en el Fe fue de 800 μm y 400 μm en la aleación. Cabe señalar que los pares difusores envejecidos a
las diferentes temperaturas presentaron casi el mismo gradiente que el observado en la muestra
testigo. Las trayectorias de difusión fueron graficadas en diagramas ternarios del sistema Fe-Ni-Al a
750 y 850°C. De manera general, la trayectoria de difusión de los pares difusores Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-
Fe fue: α → α + β → β + γ→ γ + γ´+ β → γ + γ´→ γ. Es importante mencionar que el estudio de la
precipitación de fases se enfocó en el campo bifásico (α + β), a partir de una aleación con composición
dentro Fe0.34Ni0.33Al0.33. El gradiente de composición generado muestra una trayectoria de difusión
fuera de la región bifásica (α + β), lo cual permitió solo analizar las zonas cercanas a la aleación. La
caracterización de la precipitación muestra que la aleación consiste de una matriz de la fase β ((Ni,
Fe)Al) con partículas precipitadas de la fase α (Fe) con morfología de cubos con caras redondeadas.
El aumento de la temperatura de envejecido promueve una menor fracción volumétrica y un mayor
tamaño de precipitado. Mientras que, el aumento en el tiempo de envejecido promueve un mayor
alineamiento y formación de grupos de precipitados atribuidos al proceso de engrosamiento. La
precipitación en el gradiente Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe muestra que la reducción en contenido de Fe
promueve una menor fracción volumétrica de precipitados de la fase hierro-α, siendo el efecto del
tiempo de envejecido el que promueve el engrosamiento de los precipitados de la fase α y con esto
la disminución de la dureza.
Lista de Figuras
ii
LISTA DE FIGURAS
Figura
Descripción Página
1 Alotropía del Hierro puro: (a) Cambios de estado dependientes de la
temperatura y (b) Efecto de la presión y la temperatura.
3
2 Estructura cristalina del Hierro: (a) Hierro α y δ (BCC) y (b) Hierro γ (FCC).
3
3 Diagrama esquemático de la clasificación de Hierro [7].
4
4 Variación de la energía potencial con respecto a la posición de un átomo.
9
5 Difusión de un átomo por vacancia.
9
6 Esquema de la difusión química entre dos metales diferentes.
10
7 Cambio de energía libre y del potencial químico durante la difusión: (a) y (b)
difusión arriba de la colina; (c) y (d) difusión debajo de la colina.
11
8 Esquema de la primera ley de difusión de Fick.
12
9 Esquema de la barrera de activación de un átomo en la red cristalina.
13
10 Diagramas de fase de las reacciones de precipitación [16].
14
11 Interacción de una línea de dislocación con partículas de precipitado.
14
12 Diagrama binario Ni-Al.
17
13 Estructura cristalina de los aluminuros de Níquel: (a) Ni3Al y (b) NiAl [20].
17
14 Sistema Fe-Ni-Al a 750oC por Bradley [24].
18
15 Diagrama isoplético del sistema Fe-Ni-Al, muestra la región bifásica α1 + α2
de interés de dicho sistema, la cual ha sido denominada como una “laguna de
inmiscibilidad”: (a) Estimado por cálculos termodinámicos y (b) Propuesto
por Bradley [24].
19
16 Esquema del procedimiento experimental.
21
17 Esquemas: (a) Mini horno de arco eléctrico marca Edmund Bühler y
(b) Muestra esquemática de la aleación obtenida por el mini horno.
24
18 Esquema de las probetas para el Hierro puro, la aleación y el Níquel puro.
25
Lista de Figuras
iii
Figura
Descripción Página
19 Corte isotérmico a 1150°C del sistema Fe-Ni-Al.
26
20 Historial térmico realizado al doble par difusor.
27
21 (a)Micrografía por MEB en contraste composicional del par difusor y (b) Perfil
de composición del par difusor en 100 puntos por EDS Line Scan.
29
22 Perfil de composición del par difusor en 100 puntos por EDS Line Scan:
(a) Acercamiento del perfil de composición del par difusor Ni- Intercara aleación
y (b) Acercamiento del perfil de composición del par difusor Fe-Intercara
aleación.
30
23 Perfiles de composición de los pares envejecidos a 800°C a 25h de las regiones:
(a) Ni-aleación y (b) Fe-aleación y para 800°C a 100h: (c) Ni-aleación y
(d) Fe-aleación.
31
24 Perfiles de composición de las regiones: (a, c, e) Ni-aleación y (b, d, f) Fe-
aleación a 750ºC por 25h: (a, b), por 100 h:(c,d) y a 250h, (e, f).
32
25 Trayectoria de difusión del par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe recocido a
1100°C en el diagrama de equilibrio del sistema Fe-Ni-Al a 1100°C [33].
33
26 Corte isotérmico del sistema Fe-Ni-Al: (a) 850°C y (b) 750oC.
34
27 Distribución de las fases presentes en el gradiente composicional: (a) 1100°C,
(b) 800°C y (c) 750°C.
35
28 Micrografías del par difusor envejecido a 750°C -25h: (a) Intercara aleación-Fe,
(b) Perfile de composición aleación-Fe, (c, d, e) Zonas cerca, centro y final de la
precipitación y (f) Zona libre de precipitación.
37
29 Micrografías del par difusor envejecido a 750°C por 100 y 250h del lado de la
aleación unión Hierro, en las zonas: (a1, a2) Cerca de la intercara, (b1, b2) Centro
y (c1, c2) Final del gradiente de difusión respectivamente y (d1, d2) Aleación sin
gradiente.
39
30 Perfil de composición para el tratamiento de envejecido a 750°C a 100 y 250h.
40
Lista de Figuras
iv
Figura
Descripción Página
31 Micrografías del par difusor envejecido a 800°C -100 h de la aleación: (a)
Intercara aleación-Fe, (b) Perfil de composición aleación-Fe, (c, d) Zona centro
y final de la precipitación.
41
32 Micrografías del par difusor envejecido a 750°C por 100 y 250h del lado de la
aleación unión Níquel, en las zonas: (a1, a2) Cerca de la intercara, (b1, b2) Centro
y (c1, c2) Final del gradiente de difusión respectivamente y (d1, d2) Aleación sin
gradiente.
43
33 Perfil de composición para el tratamiento de envejecido a 800°C a 100h.
44
34 Micrografías del par difusor envejecido a 800°C a 100 h del lado aleación unión
Níquel en las zonas: (a) Cerca de la intercara, (b) Perfil de composición
aleación-Ni y (c, d) Zona centro y final de la precipitación.
45
35 Micrografías de MEB que muestran las identaciones en los pares difusores:
(a) Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe posterior al tratamiento de recocido de difusión,
(b) Acercamiento unión Ni-aleación y (c) Acercamiento unión Fe-aleación.
46
36 Perfiles de dureza para las muestras tratadas: (a) Recocido de difusión, (b), (d) y
(f) a 750 ºC por 25, 100 y 250h, respectivamente. (c) y (e) a 800 ºC por 25 y 100h
respectivamente.
47
37 Comportamiento de la dureza en la aleación.
48
Lista de Tablas
v
LISTA DE TABLAS
Tabla
Descripción Página
1 Diferencias en las estructuras: BCC y FCC. 4
2 Propiedades físicas del Ni.
5
3 Uso y consumo de Ni.
6
4 Composición, propiedades y aplicaciones de las aleaciones de Ni.
6
5 Algunas propiedades físicas de los elementos base de las
superaleaciones (Ni y Fe).
8
6 Grado de complejidad en las transformaciones de fase [14].
8
7 Composición de la aleación.
22
8 Características técnicas del mini horno de arco eléctrico [29].
22
9 Características técnicas del horno de cámara [30].
22
10 Características técnicas de la pulidora LoboPol-5 [31].
23
11 Características técnicas de la cortadora Minitom [31].
23
12 Características técnicas del microdurómetro Vickers [32].
23
13 Secuencia de los tiempos y temperaturas de envejecido.
27
14 Descripción de las fases en la trayectoria de difusión.
33
Introducción
1
INTRODUCCIÓN
El estudio de las transformaciones de fase en el estado sólido permite controlar, diseñar y mejorar
las propiedades mecánicas de los metales. Una de las transformaciones de fase que permiten
incrementar las propiedades mecánicas de los materiales es el endurecimiento por precipitación.
Dicho endurecimiento se promueve por la precipitación de partículas de segundas fases, las cuales
refuerzan una matriz dúctil. Las principales características de los precipitados son la fracción
volumétrica, morfología, tamaño y distribución. Las características de los precipitados que
promueven las mejores propiedades son aquellos que se encuentran distribuidos fina y
homogéneamente en una matriz y los que mantienen una relación de coherencia con la matriz [1,2].
Los tratamientos térmicos son un método efectivo para controlar dichas características. Un ejemplo,
son las superaleaciones base Ni que presentan excelentes propiedades mecánicas a altas
temperaturas, y el endurecimiento depende de la presencia de precipitados coherentes γ’ (Ni3Al) y
coplanares con una matriz de Ni [3]. Análogamente, las aleaciones del sistema Fe-Ni-Al pueden ser
endurecidas por la presencia de precipitados de la fase ordenados con estructura cubica centrada
en el cuerpo, los cuales también son coherentes y coplanares con la matriz. Estos precipitados
proporcionan a las aleaciones base Fe excelentes propiedades de resistencia mecánicas y a la
oxidación, cercanas a los 1000°C, lo que las hace fuertes candidatas para aplicaciones estructurales
en ingeniería por su alto punto de fusión (Tf= 1638°C). Además, poseen una densidad (5.7 g/cm3)
menor que las superaleaciones base Ni (~8 g/cm3).
El método convencional para el estudio de las transformaciones de fase (incluido el endurecimiento
por precipitación) involucra la fabricación de aleaciones con composición específica y
posteriormente analizar la cinética y propiedades inducidas mediante la aplicación de tratamientos
térmicos, generalmente de envejecimiento, a distintos tiempos. De esta manera, las aleaciones
pueden ser utilizadas en el diseño de componentes estructurales y móviles con la previa
determinación de la vida útil de las aleaciones. Por otro lado, el método del gradiente de
composición macroscópico inducido por pares difusores en el estudio de las transformaciones de
fase [4], permite analizar el comportamiento de los sistemas de aleaciones en un rango amplio de
composiciones utilizando únicamente una muestra, ya que la técnica experimental genera un
gradiente de composición.
La fabricación de pares difusores permitirá la caracterización microestructural y mecánica del
proceso del endurecimiento por precipitación en un rango amplio de composiciones del sistema Fe-
Ni-Al; permitiendo de esta manera establecer las condiciones óptimas para el procesamiento de las
aleaciones del sistema Fe-Ni-Al basados en la aplicación del método del gradiente de composición.
Por lo tanto, el objetivo del trabajo es analizar la precipitación de fases del sistema Fe-Ni-Al bajo
gradientes composicionales generados en pares difusores preparados en una muestra de Ni-
Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe envejecida isotérmicamente a 750 y 800°C por diferentes tiempos. Asimismo,
reportar las trayectorias de difusión y el efecto de la precipitación y composición en la dureza del
material.
Capítulo I
ANTECEDENTES TEÓRICOS
Micrografía electrónica de barrido que muestra la precipitación de Hierro en la matriz NiAl después del
envejecido a 750oC-250h.
I. Antecedentes Teóricos
2
Capítulo I
ANTECEDENTES TEÓRICOS
1.1. Propiedades generales y usos del Hierro
El Hierro, con símbolo químico (Fe), número atómico 26 y masa atómica relativa 55.845 g-mol-1, es
el primer elemento de los metales de transición del grupo VIII B de la tabla periódica de los elementos
químicos. El hierro puro es un metal denso (7874 kg.m-3), plateado brillante, magnético, con un alto
punto de fusión (1535°C). Además, el Hierro de alta pureza tiene tanto una buena conductividad
térmica (80,2 Wm-1K-1) como bajo coeficiente de expansión térmico lineal (11,8 μm m-1K-1) y es
conductor eléctrico (9,71 μΩ.cm) [4].
La versatilidad de este metal se debe a los cambios microestructurales mismos que dependen de
variables como elementos aleantes presentes, sus concentraciones y el tratamiento térmico de la
aleación; es decir, la temperatura, el tiempo de calentamiento a esa temperatura y la velocidad de
enfriamiento hasta la temperatura ambiente [5].
1.1.1. Alotropía del Hierro
El acero cambia de estructura de cristalización, es decir es un metal alotrópico; La información acerca
del control de la estructura de las fases de un determinado sistema se presenta en un diagrama de
equilibrio. Existen tres parámetros que afectan la estructura de las fases, a saber, temperatura, presión
y composición [5].
En la Figura 1 se ilustra el efecto de la presión y la temperatura para el metal Hierro puro; la Figura
1 (a) describe el efecto de la temperatura sobre el cambio alotrópico del Hierro puro a presión
atmosférica. Al enfriar lentamente, el hierro puro pasa por las fases gaseosa y líquida con estado
desordenado; como resultado de seguir enfriando se obtienen dos fases solidas con orden cristalino,
ambas exhiben una celda unitaria cubica.[6].
Al solidificar el material los átomos se organizan en un patrón tridimensional repetitivo. En la Figura
2 se ilustra la disposición de los átomos, la estructura cubica centrada en las caras (FCC) se conoce
como Hierro γ. La estructura cubica centrada en el cuerpo (BCC) se presenta en dos regiones de
temperatura y son conocidas como hierro δ y α.
I. Antecedentes Teóricos
3
Figura 1. Alotropía del Hierro puro: (a) Cambios de estado dependientes de la temperatura y (b) Efecto de la presión
y la temperatura.
Como son apreciables en la Figura 2 las estructuras cristalinas del Hierro presentan espacios vacíos
entre sus átomos llamados intersticios de forma tetraédrica y octaédrica para ambas estructuras y su
diferencia radica en que en la estructura BCC los huecos octaédricos no son simétricos; es decir, sus
átomos vecinos no se encuentran a la misma distancia. El Hierro γ a pesar de tener una estructura más
compacta, tiene intersticios más grandes y esto conduce a tener mayor solubilidad de elementos con
tamaño atómico menor, tales como C, N, H. El Hierro α, por otra parte, tiene un mayor número de
intersticios con una distancia interatómica menor y esto facilita la difusión. El ordenamiento atómico
de las estructuras FCC y BCC del Hierro conduce a diferencias en la estructura cristalina así como
de sus propiedades físicas. Estas diferencias se resumen en el Tabla 1.
Figura 2. Estructura cristalina del Hierro: (a) Hierro α y δ (BCC) y (b) Hierro γ (FCC).
Hierro α y δ Hierro γ
Tem
per
atu
ra º
C
I. Antecedentes Teóricos
4
Tabla 1. Diferencias en las estructuras: BCC y FCC.
Hierro α Hierro γ
Número atómico
26
26
Masa atómica (g) 55.85 55.85
Densidad (g cm-3) 7.875 7.875
Módulo de elasticidad (GPa) 215.55 215.55
Coeficiente de expansión térmica(1/K) 12*10-6 23*10-6
Diámetro atómico (nm) 0.2482
Tipo de celda BCC FCC
Parámetro de red (a) 𝑑 ∗ (
2
√3)
𝑑 ∗ √2
Átomos por celda unitaria 2 4
Volumen atómico (10-3 nm3) 11.77 10.81
Número de coordinación 8 12
1.1.2. Clasificación de las aleaciones de Hierro
Se puede clasificar a las aleaciones de hierro en tres principales grupos: aceros, aceros inoxidables y
fundiciones. Dentro del grupo de los aceros encontramos a las súper aleaciones base Hierro de interés
en el presente trabajo.
Figura 3. Diagrama esquemático de la clasificación de Hierro [7].
Aleaciones de Hierro
Aceros
Aceros Inoxidable Fundiciones
--- Al carbono --- Ferríticos --- Gris
--- De baja aleación y
resistentes a la
afluencia
--- Austeníticos --- Blanca
--- Termo mecánicos --- Martensíticos --- Otros
--- Dúplex
----- Bainíticos
----- Segundas fases
--- Ultra alta resistencia
-----Endurecimiento
secundario
----- Maraging
I. Antecedentes Teóricos
5
1.2. Propiedades generales y usos del Níquel
El Níquel con símbolo (Ni), número atómico 28, elemento metálico de la primera serie de los
elementos de transición en la tabla periódica [8]. Tiene alta electronegatividad además de otras
propiedades mostradas en la Tabla 2 [9], se utiliza en súper aleaciones resistentes al calor debido a su
alto punto de fusión de 1453 ºC. Forma una película de óxido adherente, con una buena resistencia a
la corrosión, especialmente por los álcalis. Tiene una estructura cristalina cúbica centrada en las caras
(FCC), que confiere ductilidad. Es ferromagnético a temperatura ambiente y muestra el
comportamiento catalítico [8].
Entre sus mayores aplicaciones se encuentra como estabilizador de la fase FCC en los aceros
inoxidables (Tabla 3). Su producción es mucho más costosa que los metales de transición vecinos
Mn, Fe, Cu y Zn. En consecuencia, su uso se limita a aplicaciones específicas donde otros metales no
pueden sustituirlo [9].
Esta combinación de propiedades lo hace único, siendo el Níquel uno de los metales más versátiles,
por lo que se utiliza en miles de aplicaciones en la sociedad actual (Tabla 4) [9].
Tabla 2. Propiedades físicas del Ni.
Densidad
Punto de fusión
Conductividad térmica
Módulo elástico
Coeficiente de expansión térmica
Resistividad eléctrica
I. Antecedentes Teóricos
6
1.2.2. Aleaciones de Níquel
La Tabla 4 muestra las aleaciones de Níquel. Los datos muestran claramente que las aleaciones de Ni
se fortalecen significativamente mediante elementos de aleación y por endurecimiento por
precipitación (envejecimiento) [10].
Tabla 3. Uso y consumo del Ni.
Uso Cantidad consumida (%)
Acero inoxidable 57
Acero aleado 9.5
Aleaciones a base de níquel 13
Aleaciones a base de cobre 2.3
Enchapado 10.4
Fundición 4.4
Otro 3.3
Tabla 4. Composición, propiedades y aplicaciones de las aleaciones de Ni.
Aleaciones
Resistencia a
la tracción
(lb/plg2)
Límite
Elástico
(%)
Elástico
Mecanismo de
fortalecimiento Aplicaciones
Ni puro (99.9%) 50,000
95,000
16,000
90,000
45
4
Recocido
Trabajo en frio
Resistencia a la
corrosión
Aleaciones Ni-Cu
Monel 400 (Ni 31.5%Cu)
78,000 39,000 37 Recocido
Válvulas, Bombas,
Intercambiadores
de calor
Monel K-500 (Ni-29.5%,Cu-2.7%,Al-
0.6%Ti) 150,00 110,000 30 Envejecido
Ejes, Muelles,
Impulsores
Superaleaciones base Ni
Inconel 600
(Ni-15.5%,Cr-8%,Fe) 90,000 29,000 49 Carburos
Equipos de
tratamiento térmico
Hastelloy B-2 (Ni 28%,Mo)
130,000 60,000 61 Carburos Resistencia a la
corrosión
Hastelloy G
(Ni-20%, Cr-20%, Fe-
7%,Mo+Ti,Al,Ta)
100,000 47,000 50 Envejecido Procesos químicos
MAR-M246
(Ni-10%, Co-9%, Cr-
10%,W+Ti,Al,Ta)
140,000 125,000 5 Envejecido Motores de
reacción
DS-Ni
(Ni-2%, ThO2) 71,000 48,000 14 Dispersión Turbinas de gas
Superaleaciones Fe-Ni
Incoloy 800 (Ni-46%, Fe-21%, Cr)
89,000 41,000 37 Carburos Intercambiadores
de calor
I. Antecedentes Teóricos
7
1.3. Superaleaciones
Ciertas clases de materiales poseen una notable capacidad para mantener sus propiedades a
temperaturas elevadas; se les denomina súper aleaciones [11]. Con el desarrollo del motor de turbina
de gas durante la segunda guerra mundial, la necesidad de materiales resistentes a la corrosión para
operar en exigentes condiciones de carga mecánica a altas temperaturas se hizo evidente. En este
punto, la industria incipiente de superaleaciones comenzó a expandirse [12]. Los aceros inoxidables,
se desarrollaron en la segunda y tercera décadas del siglo XX, sirviendo como punto de partida para
la satisfacción de los requisitos de ingeniería de alta temperatura.
Las altas temperaturas de la industria demandante han obligado a las aleaciones de base de hierro a
tomar nuevas características de resistencia a alta temperatura más allá de los de los aceros inoxidables
modificados como el 19-9DL. Las nuevas aleaciones base hierro se inventaron en Alemania y
después, se dirigieron a los Estados Unidos como A-286 o V-57, todavía están en uso hoy en día. Sus
usos son múltiples y variados, como en los componentes de las turbinas, los cohetes y los
intercambiadores de calor. Sin embargo, los requisitos de la resistencia a la termofluencia para
aplicaciones de turbinas de gas de aviones pronto fueron superando a las superaleaciones de base
hierro-níquel y también a las superaleaciones base cobalto, siendo hasta hoy en día las
superaleaciones a base de Níquel, modificadas por el endurecimiento de la fase gamma prima γ'
(Ni3Al), las que cumplen con los requisitos mecánicos y cada vez más son utilizadas [12]. La carrera
a hacer aleaciones metálicas superiores, con la capacidad de resistencia a altas temperaturas todavía
continúa.
1.3.1. Características de las superaleaciones
La primera característica es la capacidad de soportar carga a una temperatura de funcionamiento cerca
de su punto de fusión. Un criterio puede tomarse en base a la temperatura homóloga. Si la temperatura
de funcionamiento se denota como (T) y el punto de fusión como (Tm), la temperatura homóloga (τ)
se define como T / Tm; se puede establecer que para cumplir con esta característica el valor de la
temperatura homóloga debe ser mayor que aproximadamente 0.6. Por lo tanto, para una superaleación
base Ni que opera a 1000°C en las proximidades de la temperatura de fusión del níquel, 1455°C, Su
temperatura homologa (τ) es (1000 + 273) / (273 + 1455) ~ 0.75, de acuerdo con este valor esta
superaleación base Ni se clasifica como un material de alta temperatura.
Una segunda característica es tener una resistencia sustancial a la degradación mecánica durante
períodos prolongados de tiempo. Para aplicaciones de alta temperatura, una deformación dependiente
del tiempo, inelástica e irrecuperable conocida como fluencia debe ser considerada debido a la
promoción de procesos activados térmicamente [11].
I. Antecedentes Teóricos
8
1.3.2. Metales base de las superaleaciones
Los metales base de estas superaleaciones son los metales de transición. La densidad, punto de fusión
y las propiedades físicas de los elementos Fe y Ni se muestran en la Tabla 5.
Tabla 5. Algunas propiedades físicas de los elementos base de las superaleaciones (Ni y Fe).
Estructura
Cristalina
Punto de
fusión (◦C)
Densidad
(g cm-3)
Coeficiente de expansión
térmico (Wm-1 K-1)
Conductividad
térmica
(cal cm-2 s-1 cm-1)
Ni
FCC
1452
8.9
13.3
0.165
Fe BCC 1525 7.87 11.7 0.175
1.4. Teoría de transformaciones de fase
Los metales son cristalinos y sus átomos adoptan diversas formas cristalográficas. Algunas de estas
formas tienden a estar asociados con la mejora de características y propiedades en comparación con
otras estructuras cristalinas. Mediante la introducción de átomos, fases, o límites de grano, el
movimiento de las imperfecciones que causan la deformación se inhibe. El proceso de modificación
de la composición y microestructura permite a los materiales mayor endurecimiento. Las
superaleaciones derivan su fuerza a fases secundarias endurecedoras en solución sólida y las fases
precipitadas que se forman en la matriz son causantes del conocido endurecimiento por precipitación
[12].
Las transformaciones de fase se definen como el cambio en el arreglo de la estructura atómica, además
de este cambio estructural, las transformaciones de fase pueden producir un cambio en la
composición, una deformación o ambas. En la Tabla 6, se enlistan las transformaciones de fase en
orden de complejidad. Las transformaciones y los procesos que resultan en la producción de
estructuras típicas implican mecanismos básicos: como son la difusión, la nucleación y el crecimiento
[13].
Tabla 6. Grado de complejidad en las transformaciones de fase [14].
Cambio de estructura
Cambio de estructura + cambio de composición
Cambio de estructura + deformación
Cambio de estructura + deformación + cambio de composición.
I. Antecedentes Teóricos
9
1.5. Difusión en el estado sólido
La Difusión es el movimiento atómico a través del medio sólido, esta migración implica atravesar
una barrera energética, pasar de una posición a otra donde se reduzca al mínimo su energía potencial
[15].
Figura 4. Variación de la energía potencial con respecto a la posición de un átomo.
Como se puede observar en la Figura 4 haciendo una analogía del átomo con una bola sobre una
colina, la bola buscará la posición de más baja energía potencial, por lo que el sistema tiende a su
mínima energía libre por átomo (potencial químico). Tenemos entonces que la fuerza química por
átomo (i) en la dirección Z es: [14].
𝑍 = −𝜕𝜇𝑖
𝜕𝑍 (1)
Los mecanismos atómicos de difusión en materiales cristalinos están estrechamente relacionados con
los defectos. Los dos mecanismos más importantes son la difusión intersticial y por vacancias (ver
Figura 5).
Figura 5. Difusión de un átomo por vacancia.
I. Antecedentes Teóricos
10
1.5.1. El par difusor
Cuando dos metales o aleaciones se ponen en contacto (como en el caso de un par difusor), los átomos
comienzan a migrar a través de la interfaz de contacto. Tal diferencia de la difusión de las especies
se denomina difusión química, y se ilustra esquemáticamente en la Figura 6.para que se produzca el
proceso difusivo como se muestra en la Figura 6, los metales tienen que ser solubles entre sí, de lo
contrario, cuando cantidades suficientes de átomos se difundan en ambos metales se alcanzara la
concentración correspondiente al límite de solubilidad, y la precipitación de un segunda fase se
producirá. La difusión química representada en la Figura 6 se produce realmente por la difusión de
vacantes [16].
Figura 6. Esquema de la difusión química entre dos metales diferentes. El par difusor se compone de B puro
(círculos sólidos) y A puro (círculos sin relleno). Conforme pasa el tiempo, la mezcla de los dos
componentes se produce. En un tiempo infinito, la mezcla completa se ha logrado, en ambos lados la
composición química es idéntica [16].
I. Antecedentes Teóricos
11
La difusión es un proceso que conduce a una igualación de concentración [17]. Se logra por la
disminución de la energía libre. Como simple ilustración considérese la Figura 7 dos bloques de la
misma solución solida A-B, pero con diferentes composiciones son soldadas y se mantienen a una
temperatura suficientemente alta que permita que se produzca la difusión. El diagrama de energía
libre molar se muestra en la Figura 7(b) donde la energía libre molar de cada parte de la aleación será
G1 y G2 y la energía libre total será G3.
Figura7. Cambio de energía libre y del potencial químico durante la difusión: (a), (b) difusión arriba de la colina;
(c), (d) difusión debajo de la colina [2].
Además en la Figura 7(b) la energía libre disminuye hacia G4, para regular las diferencias en
concentración. Esta disminución se debe a la migración de átomos de A y B, de regiones de alta a
baja concentración. Como se puede observar en la Figura 7(e), los átomos de A y de B se difunden
de las regiones de potencial químico alto a donde es bajo [2].
I. Antecedentes Teóricos
12
1.5.2. Leyes de la difusión
Consideremos en primer lugar el flujo de partículas que se difunden en una dimensión (dirección x)
como se ilustra en la Figura 8 en esta se establece la primera ley de Fick, en una solución con un
gradiente de concentración habrá un flujo neto de átomos de soluto desde regiones de alta
concentración de soluto a regiones de baja concentración y por lo cual el flujo neto de soluto es
proporcional al gradiente de concentración, y se expresa como [16].
𝐽𝑥 = −𝐷(𝑑𝐶/𝑑𝑥) (2)
Aquí Jx es el flujo de partículas (flujo difusivo) y C su densidad numérica (concentración). El signo
negativo en la ecuación (2) indica direcciones opuestas entre el flujo de difusión y el gradiente de
concentración. El factor de proporcionalidad, D, se denota como el coeficiente de difusión o como la
difusividad de las especies consideradas.
Figura 8. Esquema de la primera ley de difusión de Fick.
La movilidad se relaciona con el coeficiente de difusión donde a alto coeficiente de difusión se tiene
una alta movilidad, siempre teniendo una dependencia a la temperatura. A temperatura ambiente los
metales de elevado punto de fusión tienen los mayores valores de D, y los metales de bajo punto de
fusión los más bajos valores de D [14].
La segunda ecuación de Fick describe la variación de la concentración de átomos de soluto que
difunde en el espacio y en el tiempo. Esta ecuación se deduce del balance de masa durante la difusión.
𝜕𝑐
𝜕𝑡=
𝜕
𝜕𝑥𝐷 (
𝜕𝑐
𝜕𝑥) (3)
Aunque una reacción sea favorecida termodinámicamente la consecuencia del equilibrio es impedido
a veces por diferentes factores físicos lo que nos conduce al concepto de energía de activación, una
barrera de energía que debe ser sobrepasada al fin de alcanzar el equilibrio. Arrhenius observó que el
incremento en la velocidad de las reacciones químicas con la temperatura se cumple con la siguiente
ecuación:
𝑉𝑒𝑙𝑜𝑐𝑖𝑑𝑎𝑑 = 𝑐𝑜𝑛𝑠𝑡𝑎𝑛𝑡𝑒 ∗ 𝑒−𝑄
𝑅𝑇 (4)
I. Antecedentes Teóricos
13
En la Figura 9 se muestra la especie reaccionante que puede ser un átomo difundiendo a través de una
red cristalina, cada mínimo en la figura será una situación de equilibrio; en el máximo los átomos
deben ser empujados el uno al otro a fin de cambiar su posición. La velocidad de las especies
reaccionantes de la Figura 9, pasan sobre la barrera de activación que está determinada por la altura
de la misma [2].
Figura 9. Esquema de la barrera de activación de un átomo en la red cristalina.
1.6. Endurecimiento por precipitación
El fortalecimiento por precipitación sigue siendo una de las maneras más eficaces en el desarrollo de
aleaciones de ultra alta resistencia. Esto se logra mediante la dispersión de partículas que funcionan
como obstáculos al movimiento de las dislocaciones [18].
Cuando se enfría una solución sólida, de tal modo que pasa por una región bifásica en el diagrama de
fases, queda sobresaturada con respecto a una nueva fase. La reacción de precipitación a la que da
lugar es [16]:
𝛼0 → 𝛼1 + 𝛼2 (5)
En la Figura 10 se ilustran las configuraciones de las reacciones de precipitación. La distribución de
fases y la evolución morfológica de los precipitados se llevan a cabo por la reacción de precipitación
(Ecuación 5), misma que está controlada por los procesos de nucleación, crecimiento, engrosamiento
y la competencia entre ellos.
I. Antecedentes Teóricos
14
Figura10. Diagramas de fase de las reacciones de precipitación [16].
En la teoría del endurecimiento por precipitación puede decirse que el aumento de la dureza es
sinónimo del aumento en la dificultad de mover las dislocaciones. Orowan [14] ha propuesto el
mecanismo en la Figura 11 en este caso se propone que la dislocación se dobla en forma de anillos
de dislocación (loop) alrededor de las partículas del precipitado; cuando los anillos adyacentes
intersectan sobre el lado lejano de las partículas se cancelan, esta cancelación permite que continúe
la dislocación, pero deja un anillo de dislocación rodeando a la partícula, cuyo campo de esfuerzo
aumenta la resistencia al movimiento de la dislocación siguiente.
Figura 11. Interacción de una línea de dislocación con partículas de precipitado.
α
α
α α
α α α
α0
α1+α
α0
α1+α
α0
α0
α1+α
α0
α1+α
α0
Laguna de
inmiscibilidad Disminución de la
solubilidad al disminuir
la temperatura.
Reacción
proeutectoide
Fase intermedia Laguna de
inmiscibilidad Fase ordenada
T
C
Dislocación
móvil
I. Antecedentes Teóricos
15
1.6.1. Condiciones para producir endurecimiento por precipitación
1.- Que dos fases sólidas de la aleación sean solubles una en otra en una amplia zona de temperaturas
y que haya además una disminución de la solubilidad de una de ellas en la otra al disminuir la
temperatura.
2.- La selección de una composición(es) adecuadas para el mayor efecto de los tratamientos de
solubilización y de envejecido. En el tratamiento de solubilización se produce una fase
sobresaturada inicial y posteriormente por el tratamiento de envejecimiento se obtienen dos fases,
una matriz así como un precipitado que puede diferir en estructura cristalina y en composición.
La física, química y las propiedades mecánicas de la aleación de las dos fases pueden variar con
el tamaño, la forma y la distribución de la fase precipitada en la microestructura.
3.- Tamaño critico de las partículas precipitadas. La máxima dureza y resistencia de las aleaciones
que se endurecen por precipitación se consigue específicamente para cada aleación y del
tratamiento térmico adecuado alcanzando el equilibrio en las propiedades [19].
La relación del precipitado con la matriz puede ser coherente o incoherente, el término coherente
tiene que ver con el grado de ajuste de la red del precipitado con respecto a la de la matriz, siendo
que para la incoherencia no hay regularidad en los planos de red entre matriz y precipitado.
Por lo tanto, los factores dominantes en el proceso de endurecimiento por precipitación son el tamaño
de la partícula precipitada, distribución de las partículas, espaciamiento entre partículas, efecto de la
perdida de coherencia y el engrosamiento de las partículas.
La fuerza motriz para el engrosamiento de precipitados en sólidos con partículas coherentes es la
relajación de la energía total ET del sistema bifásico:
ET = Esup + Einter + Edef
donde Esup es la energía interfacial que toma en cuenta la superficie total de las partículas, Einter es la
energía de interacción elástica entre los precipitados y Edef es la energía de deformación elástica
debida al desajuste de la red entre precipitado y matriz. Si la energía interfacial domina la disminución
de la energía total del sistema, como sucede para partículas pequeñas, puede esperarse una forma
esférica de los precipitados. Cuando el volumen de los precipitados aumenta, la contribución de
energía elástica se vuelve más importante y esto se manifiesta en el cambio de forma de las partículas
y su alineamiento en ciertas direcciones cristalográficas. La forma y distribución de partículas
minimiza la energía elástica de deformación durante el proceso de engrosamiento [20].
I. Antecedentes Teóricos
16
1.6.2. Tratamiento de endurecimiento del Ni por precipitación
La precipitación de γ' (Ni3(Al,Ti)) en una matriz rica en Níquel proporciona endurecimiento
significativo al material [21]. Esta fase intermetálica única tiene una estructura cúbica centrada en las
caras, similar a la de la matriz y una relación del parámetro de red menor del 1%. Esta estrecha
correspondencia permite una energía superficial baja y estabilidad a largo tiempo. El endurecimiento
de las aleaciones esta una función del tamaño de partícula γ'. La dureza de la aleación aumenta con
el crecimiento y control del tamaño de partícula, que a su vez es una función de la temperatura y el
tiempo.
El porcentaje en volumen del precipitado γ' también es importante porque la resistencia a alta
temperatura aumenta con la cantidad de la fase presente. La cantidad de gamma prima formada es
una función del contenido endurecedor de la aleación. El aluminio, titanio, niobio y tantalio son
formadores de γ'.
Resumiendo las fases precipitadas son funciones de la química de la aleación y el tratamiento térmico
dado al material [21].
1.7. Sistema Fe-Ni-Al
En las últimas décadas, tanto la investigación básica y aplicada se han dedicado al estudio de las
aleaciones intermetálicas [22] teniendo como base al sistema Fe-Ni-Al. Aleaciones basadas en el
sistema binario Ni-Al (ver Figura 12) son algunas de las clases más importantes y empleadas en
materiales intermetálicos.
1.7.1. Aluminuros de níquel
El diagrama de fases Níquel-Aluminio muestra dos compuestos intermetálicos estables, Ni3Al y NiAl,
formadas en el extremo rico en Ni. El compuesto Ni3Al tiene una estructura cristalina L12, un derivado
de la (FCC) estructura cristalina cubica centrada en las caras (FCC); el NiAl tiene una estructura B2,
un derivado de la estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC) (ver Figura 13). Debido a las
diferentes estructuras cristalinas, los dos Aluminuros de Níquel tienen muy diferentes propiedades
físicas y mecánicas [21].
El Aluminuro Ni3Al es de interés debido a su excelente resistencia a la oxidación a temperaturas
elevadas. Como se mencionó anteriormente, la precipitación del Ni3Al es la causa del fortalecimiento
de las superaleaciones a base de Níquel.
La fase ordenada B2 (NiAl) es de gran interés en el desarrollo de materiales para aplicaciones a altas
temperaturas, arriba de 600°C, esto se debe a su alto punto de fusión (1680°C) y su excelente
resistencia a la oxidación aunque es frágil a temperatura ambiente. Este problema se puede evitar con
la adición de fases desordenadas, un fase α rica en Hierro (BCC), y la fase γ (FCC) [22].
I. Antecedentes Teóricos
17
Figura 12. Diagrama binario Ni-Al.
Figura 13. Estructura cristalina de los aluminuros de Níquel: (a) Ni3Al y (b) NiAl [21].
1.7.2. Aleaciones base hierro endurecidas por partículas de NiAl
La importancia de su estudio recae en sus propiedades tales como buena conductividad térmica, baja
expansión térmica, y la eficiencia de costos. Estas son ventajosas en los aceros ferríticos para muchas
aplicaciones estructurales, en comparación con los aceros austeníticos y superaleaciones con base Ni.
Los actuales aceros ferríticos resistentes a la fluencia de las centrales eléctricas se ven reforzados por
carburos. La resistencia a la fluencia de estos materiales disminuye en ensayos de fluencia a largo
plazo, debido al engrosamiento de los carburos de fortalecimiento incoherentes.
Por el contrario, los parámetros de red del cuerpo cúbica centrada (BCC) α-Fe (0.28665 nm) y la fase
B2-ordenada NiAl (0.28864 nm, designado como 𝛽) son muy similares. Mediante el control de la
composición de la aleación y la microestructura, los precipitados 𝛽 pueden formarse en una
orientación coherente-coplanares, proporcionando la posibilidad de lograr un análogo con las
superaleación base de Ni [23].
Las aleaciones comerciales endurecibles por precipitación base Fe más comunes, que hacen uso de
partículas de tipo NiAl, son el acero 17-7 PH (17Cr-7Ni-1.2Al-0.07C, % peso) y el acero Nitralloy-
N (0.2 C-4.8Ni-1.9Al-0.5Cr-0.4 Mn-0.2Mo, % peso) [3].
I. Antecedentes Teóricos
18
1.7.3. Estado del arte: Trabajos Previos del sistema Fe-Ni-Al
Los estudios de aleaciones del sistema Fe-Ni-Al [24-29] se atribuyen al desarrollo de aleaciones
comerciales como aceros inoxidables PH y aceros maraging que tienen como base los elementos del
sistema. Asimismo, las aleaciones magnéticas Alnico se basan en el sistema Fe-Ni-Al-Co [24].
El diagrama Fe-Ni-Al fue estudiado por Kiuchi, Bradley y Taylor, los cuales observaron la falta de
miscibilidad del sistema Fe-Ni-Al. Posteriormente, S. Ming y col. [24] estudiaron dicho sistema
basado en el uso de pares difusores. Los resultados confirmaron la presencia de una laguna de
inmiscibilidad entre las fases: α1 (fase desordenada rica en Fe) y α2 (fase ordenada NiAl), dentro de
la cual se encuentran las composiciones de las aleaciones comerciales anteriormente mencionadas y
estableciendo las bases de superaleaciones base hierro fortalecidas por los precipitados ordenados de
la fase β (o α2) del tipo B2 (NiAl) [25].
La Figura 14 muestra un corte isotérmico a 750°C del diagrama ternario del sistema Fe-Ni-Al
propuesto por Bradley [24]. A partir de dicha figura se puede observar los diagramas binarios Fe-Ni,
Ni-Al y Fe-Al, así como las fases del diagrama ternario. La región de interés de dicho sistema es la
región bifásica α1 + α2, la cual ha sido denominada como una “laguna de inmiscibilidad cerrada” o
“laguna de inmiscibilidad tipo isla”, debido a que ningún binario presenta dicha laguna. Asimismo,
la Figura 14 se muestra una línea isotérmica “XY”, a partir de la cual se realizaron los diagramas de
equilibrio de la Figura 15.
El trabajo reportado por Hao y col.[24] muestra que existe una falta de miscibilidad desarrollando
una cresta a lo largo de la línea de transición orden-desorden estimado por cálculos termodinámicos,
ver Figura 15(a). Este resultado es comparado con el de Bradley de la Figura 15(b), el cual difiere en
que la cresta presenta una forma tipo embudo.
Figura 14. Sistema Fe-Ni-Al a 750oC por Bradley [24].
I. Antecedentes Teóricos
19
Figura 15. Diagrama de equilibrio del sistema Fe-Ni-Al, muestra la región bifásica α1 + α2 de interés de dicho
sistema, la cual ha sido denominada como una “laguna de inmiscibilidad: (a) Estimado por cálculos
termodinámicos y (b) Propuesto por Bradley [24].
Tem
per
atu
ra º
C
Tem
per
atu
ra K
Concentración
Desorden
(b)
Orden
(a)
Tem
per
atu
ra º
C
I. Antecedentes Teóricos
20
Estudios de la precipitación de la fase β en una matriz ferrítica α.[3] muestran que existe un cambio
morfológico de los precipitados del sistema Fe-Ni-Al-Mo cuando son envejecidos a diferentes
tiempos a una temperatura de 973 K (700°C). Se observó tres morfologías de los precipitados β (NiAl)
que ocurren durante el envejecido: Esférica → cúbica → Paralepípedos. Las partículas de tamaños
menores a 50 nm presentaron una morfología esférica o cúbica con los bordes redondeados, y para
tamaños de partícula mayores a 50 nm su forma es rectangular o de paralepípedos. Asimismo, las
intercaras de los precipitados con morfología rectangular presentaron una orientación preferencial
con la matriz en las direcciones <100>. Por otra parte, la cinética de engrosamiento de la precipitación
durante el envejecido isotérmico es más lento cuando se minimiza el desajuste reticular y la
dependencia del engrosamiento es más pronunciada en aleaciones con fracciones volumétricas de
precipitación más bajas. Los parámetros de red del precipitado (NiAl) y la matriz; son funciones del
tiempo de envejecimiento.
Stallybrass [25] investigó el endurecimiento de aleaciones ferríticas del sistema Fe-Ni-Al-Cr.
Precipitados ordenados (Ni, Fe)Al muestran un incremento de la resistencia a altas temperaturas con
respecto a aleaciones convencionales base Fe. Sin embargo, durante el enfriamiento al aire
(normalizado) desde altas temperaturas, se forman precipitados secundarios y de menor tamaño que
rodean a los precipitados generados a alta temperatura, los cuales afectan la ductilidad. Los resultados
mostraron que la ductilidad puede ser mejorada mediante el uso de tratamientos de envejecido en dos
etapas.
Dayananda [26] llevó a cabo estudios de difusión a 1000°C, utilizando pares difusores solido-solido,
reportando perfiles que indican que el Fe y Al interdifunden más rápido que el Ni en la fase B2; esta
conclusión es consistente con los coeficientes de interdifusión reportados; indicando que las
interacciones de difusión entre Fe, Ni, y Al son importantes y que los coeficientes de difusión varían
sensiblemente en función de la composición.
Teng C. T. [27] estudió el efecto de la precipitación en las propiedades mecánicas, encontró que la
resistencia a la fluencia aumenta a mayor fracción volumétrica de precipitados B2, mientras que la
ductilidad tiene tendencia opuesta, y además se encontró que a baja solubilidad del Al, favorece un
aumento de ductilidad. Los cálculos termodinámicos se utilizaron para cuantificar la fracción de
volumen de precipitado B2.
En estudios recientes, Contreras y col. [28] emplearon el método del gradiente de composición
macroscópico para el estudio de la precipitación de la fase β' en aleaciones del sistema Fe-Ni-Al
durante tratamientos térmicos de envejecido isotérmico. La fracción volumétrica de los precipitados
incrementa con el aumento en contenido de Ni y Al para todos los casos. El cambio de la morfología
de los precipitados fue de cubos redondeados a placas alargadas. La cinética de engrosamiento de los
precipitados cumple con las teorías modificadas de Lifshitz, Slyozov y Wagner (LSW) [20]. La
resistencia al engrosamiento de los precipitados disminuye con el aumento en la fracción volumétrica.
Capítulo II
DESARROLLO EXPERIMENTAL
Micrografía Electrónica de Barrido que muestra al doble par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe.
II. Desarrollo Experimental
21
Capítulo II
DESARROLLO EXPERIMENTAL
2.1. Procedimiento experimental
La precipitación de fases en el sistema Fe-Ni-Al fue estudiada mediante una aleación modelo
Fe0.34Ni0.33Al0.33, con el objetivo de obtener diferentes composiciones tratadas a una misma
temperatura y un mismo tiempo utilizando el método del gradiente composicional por pares difusores.
La Figura 16 muestra el esquema del procedimiento experimental que se llevó a cabo en el presente
trabajo.
Figura 16. Esquema del procedimiento experimental.
II. Desarrollo Experimental
22
2.2. Material
La aleación se realizó a partir de elementos puros de Ni, Fe, Al. La Tabla 7 muestra la pureza de los
elementos y la composición de la aleación.
2.3. Equipos
Las Tablas 8-12 muestran los equipos y sus características experimentales usadas en el presente
estudio.
Tabla 7. Composición de la aleación.
Elemento Pureza (%w) Composición (% at)
Fe 98.98 36
Ni 99.95 33
Al 99.99 31
Tabla 8. Características técnicas del mini horno de arco eléctrico [29].
Equipo Mini horno de arco eléctrico
Marca: Edmund Bühler
Horno para fusiones de laboratorio por medio de la generación de arco eléctrico, con
sistema de refrigerado por 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.
Tabla 9 Características técnicas del horno de cámara [30].
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: Temperaturas máximas de 1200°C
La irradiación de gran alcance en la cámara asegura una buena uniformidad
térmica.
II. Desarrollo Experimental
23
Tabla 10. Características técnicas de la pulidora LoboPol-5 [31].
Equipo Pulidora
Marca: Struers LaboPol-5
Máquina de pulido para preparación metalográfica.
Datos de Operación
Velocidad : variable, 50-500 rpm
Dosificación de Agua y paños intercambiables.
Tabla 11. Características técnicas de la cortadora Minitom [31].
Equipo Cortadora
Marca Struers Minitom
Máquina, automática de corte de precisión para seccionado de espécimen
metálico y de cerámica.
Datos de Operación
Tamaño de muestra Tamaño máximo de 30 milímetros de diámetro
Velocidad : variable, 100-450 rpm
El objeto se sujeta en un brazo móvil.
Tabla 12. Características técnicas del microdurómetro Vickers [32].
Equipo Microdurometro Vickers automático
Marca Future-Tech serie FM7249
Microdurometro con objetivos de 10x a 50x,
Pantalla digital y táctil.
Datos de Operación
Carga: Desde 1 gf hasta 2 kgf.
Memorización de lecturas.
II. Desarrollo Experimental
24
(1) (2)
(3)
2.4. Fabricación de la aleación
La fusión se realizó en un mini horno de arco eléctrico (ver Figura 17 (a)), bajo condiciones de
atmosfera de gas Argón y un enfriamiento controlado, su principio es producir un arco eléctrico
mediante la transferencia de electrones entre el electrodo móvil y el material a fundir, alcanzando
temperaturas de 3500°C logrando la fusión independiente del hierro puro, la aleación con la
composición mencionada y por último la fusión del Ni puro.
Los elementos de la aleación se colocaron en la platina misma que se cierra herméticamente, y
mediante una campana que cuenta con recuadros de cristal (sombras), permiten observar su interior.
Se realiza vacío para evitar que el metal reaccione con el aire en su interior y se introduce argón para
desplazar el aire remanente. El proceso de vacío e inyección de argón se realiza al menos tres veces.
Un arco eléctrico se produce con un electrodo de Tungsteno, el cual se manipula con una manija.
Dicho arco se coloca encima de los metales hasta conseguir la fusión. Para asegurar la homogeneidad
de la aleación, se funde la aleación al menos dos veces. Se deja enfriar la aleación obteniendo la forma
de botones o monedas con dimensiones próximas a un diámetro de 3 cm con espesor de 1 cm (ver
Figura 17 (b)).
Figura 17. Esquemas: (a) Mini horno de arco eléctrico marca Edmund Bühler y (b) Muestra esquemática de la
aleación obtenida por el mini horno.
(a) (b)
(2) Electrodo Móvil
(3) Control de voltaje
(1) Manómetro
II. Desarrollo Experimental
25
2.5. Mecanizado
Se maquinaron probetas de 10x5x4 mm; para el Hierro puro, la aleación y el Níquel puro (ver Figura
18)
Figura 18. Esquema de las probetas para el hierro puro, la aleación y el níquel puro.
2.6. Desbaste y pulido
Las probetas (aleación, Hierro y Níquel) se desbastaron mecánicamente con lijas de granos cada vez
más finos de carburo de silicio (240, 320, 400, 600, 1500, 2000 y 4000) el objetivo es producir
superficies planas con rayas muy finas en un solo sentido, al final entre cada lija la muestra se limpió
con agua y alcohol.
Posteriormente, la aleación, el Hierro y el Níquel se pulieron a espejo mediante el pulido grueso con
alúmina (Al2O3) de tamaños de partícula 0.05 µm y un pulido fino con silica coloidal 0.02µm.
El pulido empleado en el presente trabajo se realizó en una maquina pulidora marca Struers con paños
de pelo corto al que se le suministró la suspensión abrasiva y como lubricante se utilizó jabón líquido.
Finalmente las muestras fueron limpiadas con alcohol y secadas con aire caliente.
2.7. Fabricación del par difusor
La fabricación del par difusor consistió en poner en contacto las caras pulidas del Fe y Ni a cada lado
de la aleación sujetadas mediante un dispositivo de acero inoxidable que ayuda a que no se separen,
las probetas ya en el dispositivo se encapsulan en tubo de cuarzo al vacío (10-4torr) [20], empleando
un sistema de vacío con purga de gas inerte argón, así como, una flama de propano para el cierre del
tubo de cuarzo.
II. Desarrollo Experimental
26
2.8. Tratamiento de recocido de difusión
El tratamiento térmico de recocido por difusión se realizó en un horno CWF 1200 a una temperatura
de 1100°C, por un tiempo de 72 h, con control de temperatura (± 2°C) con la finalidad de unir la
aleación con el Hierro y el Níquel, así como, de inducir el gradiente de composición.
La Figura 19 muestra un corte isotérmico a 1150°C, del sistema Fe-Ni-Al [33]. En dicho diagrama se
marca la composición de la aleación, la cual se encuentra dentro del campo de fase β (NiAl), la cual
al unirse con el Hierro y el Níquel permite generar un gradiente entre ambos. Además se obtiene una
solución sólida sobresaturada misma que es retenida mediante su enfriamiento al aire [25].
Figura 19. Corte isotérmico a 1150°C del sistema Fe-Ni-Al.
2.9. Corte de laminillas
El par difusor se cortó en laminillas de 3 mm de espesor empleando una cortadora Minitom con disco
de diamante y agua para evitar el calentamiento de la muestra. Se tomó una laminilla y se preparó
metalográficamente para caracterizarse por Microscopía Electrónica de Barrido (MEB),
corroborando la formación del gradiente de composición; empleando las técnicas de análisis de
composición en modo línea, punto y área.
Después de este análisis todas las muestras por separado son encapsuladas al vacío en tubo de cuarzo.
Composición de la aleación
realizada.
V
II. Desarrollo Experimental
27
2.10. Tratamiento térmico de envejecido
Este tratamiento permitió inducir la precipitación de fases endurecedoras y se realizó en el horno
CWF 1200 las muestras fueron enfriadas al aire [25]. En la Figura 20, se muestra el historial térmico
empleado en el presente estudio y la Tabla 13 los tiempos de envejecido que han llevado las muestras
tratadas.
Figura 20. Historial térmico realizado al doble par difusor.
Tabla 13. Secuencia de los tiempos y temperaturas de
envejecido.
Temperatura Tiempo (h)
750°C *
25
100
250
850°C * 25
100 *el control de temperatura (± 2°C)
II. Desarrollo Experimental
28
2.11. Ataque electroquímico
Con la finalidad de revelar la precipitación de las fases intermetálicas se procede a revelar su
microestructura mediante ataque electroquímico, requiriendo las muestras preparadas
metalográficamente. El ataque se realizó en una celda electroquímica con un ánodo (el par difusor) y
un cátodo de grafito a un voltaje de 3 V y por un tiempo de 3 a 4 segundos. El reactivo de ataque está
compuesto por 10% de HCl y 90% vol. de metanol.
2.12. Caracterización por MEB y MEB de alta resolución
La caracterización por Microscopia Electrónica de Barrido se realizó en un microscopio JEOL-6300
equipado con un espectrómetro de energía dispersa (EDS) a una distancia de trabajo de 15 mm y un
voltaje de aceleración de 20kV.
Su principio es la incidencia de un haz de electrones sobre la muestra, dicho haz va barriendo la
superficie a analizar mientras un detector capta la cantidad de electrones emitidos por la muestra, lo
que forma la imagen con las variaciones de contraste.
2.13. Caracterización por microdureza
La dureza se midió en un microdurómetro Vickers, con una carga de 100 g por un tiempo de 12
segundos. El ensayo se basa en la resistencia que opone el material a ser penetrado, el penetrador o
identador tiene geometría piramidal con base cuadrada de diamante, el resultado de la identación es
la formación de una huella en forma de rombo, la medición se realiza linealmente de extremo a
extremo del par difusor (Hierro-aleación-Níquel). El procedimiento técnico se ha basado en la norma
ASTM-E384-99 [34].
Capítulo III.
RESULTADOS Y DISCUSIÓN
Micrografía Electrónica de Barrido que muestra la precipitación de Hierro y la fase gamma FeNi en la
zona de la aleación unión con Hierro después del envejecido a 750oC-100h.
III. Resultados y Discusión
29
Capítulo III
RESULTADOS Y DISCUSIÓN
3.1. Análisis de los pares difusores
La Figura 21 muestra el análisis elemental por MEB-EDS del doble par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-
Fe. En la Figura 21 (a) se muestra una flecha que indica el inicio y final del barrido lineal de EDS. El
doble par difusor presentó una microestructura de granos columnares, además de contener
porosidades en las intercaras (Figura 21 (a)) esto debido a imperfecciones en su unión mecánica
durante el recocido de difusión. La caracterización por MEB mediante EDS, permitió la identificación
composicional en cien puntos de toda la sección transversal del par difusor; la composición real de la
aleación a partir de este análisis es Fe0.36Ni0.33Al0.31. De acuerdo con el método del gradiente
composicional los elementos han migrado debido a la diferencia en concentraciones (Figura 21 (b)).
Figura 21. (a) Micrografía por MEB en contraste composicional del par difusor y (b) Perfil de composición del par
difusor en 100 puntos por EDS Line Scan.
Intercara (a)
0 1000 2000 3000 4000 5000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
FeNi
Fe-33%Ni-31%Al
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Ni
Al
Fe
(b)
III. Resultados y Discusión
30
La Figura 21 muestra que es posible la generación de gradientes de composición y por lo tanto de los
pares difusores. Es decir, el recocido de difusión a1100°C permitió la unión de los metales así como
la generación del gradiente de composición. Los perfiles de composición de los gradientes generados
Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33 y Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe se muestran a mayor detalle en las Figuras 22(a-b),
respectivamente. Se puede apreciar claramente el 100% de Ni (Figura 22(a)) y del Fe (Figura 22(b)),
además de la composición nominal de la aleación. Asimismo, se pone como origen a la unión entre
ambos materiales donde el valor en distancia es cero.
De acuerdo con el perfil de composición, el gradiente de composición en el Ni es 330 μm y 610 μm
a partir de la intercara Ni-aleación (Figura 22 (a)). El gradiente composicional en el Fe es 800 μm y
400 μm a partir de la intercara Fe - aleación (Figura 22(b)).
Figura 22. Perfil de composición del par difusor en 100 puntos por EDS Line Scan: (a) Acercamiento del perfil de
composición del par difusor Ni- Intercara aleación y (b) Acercamiento del perfil de composición del par
difusor Fe- Intercara aleación.
-400 -200 0 200 400 600 800
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Ni
Al
Fe
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Ni
(a)
Fe-33%Ni-31%Al
330 m
610 m
-600 -400 -200 0 200 400 600 800 1000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
(b)
Fe
%
Ele
me
nto
Distancia (m)
Ni
Al
Fe
400 m
Fe-33%Ni-31%Al
800 m
III. Resultados y Discusión
31
-400 -200 0 200 400 600 800 100012001400
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
% E
lem
en
to
8000C-25h
Fe
Fe-33%Ni-31%Al
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
(b)
3.2. Perfiles de composición
En las Figuras 23-24 se muestran los perfiles de composición para los tratamientos térmicos de
envejecido a 800 y 750°C, respectivamente. En dichas figuras se colocó un cero (0) como origen de
la unión de los metales. La comparación de los perfiles de composición obtenidos correspondientes
a los tratamientos de envejecido a 800ºC por 25, 100 h (Figura 23) y a 750ºC por 25, 100, 250 h
(Figura 24) reveló que no existe una diferencia significativa en la longitud del gradiente durante el
envejecido en comparación con el gradiente generado por el tratamiento de recocido de difusión [35].
Sin embargo, en los análisis lineales de la Figura 24 (c) y (d), se observa una discrepancia debido a
que los pares difusores fueron tomados de diferentes muestras.
Figura 23. Perfiles de composición de los pares envejecidos a 800°C a 25h de las regiones: (a) Ni-aleación y (b) Fe-
aleación y para 800°C a 100h: (c) Ni-aleación y (d) Fe-aleación.
-400 -200 0 200 400 600
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Ni
Fe-33%Ni-31%Al
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
8000C-100h
(c)
-600 -400 -200 0 200 400
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
% E
lem
en
to
FeFe-33%Ni-31%Al
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
8000C-100h
(d)
-600-400-200 0 200 400 600 800 100012001400
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
%
Ele
me
nto
8000C-25h
Ni
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
(a)
III. Resultados y Discusión
32
Figura 24. Perfiles de composición de las regiones: (a, c, e) Ni-aleación y (b, d, f) Fe-aleación a 750ºC por 25h: (a,b),
por 100 h:(c, d) y a 250h, (e, f).
-1000-800-600-400-200 0 200 400 600 8001000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
% E
lem
en
to
FeFe-33%Ni-31%Al
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
7500C-25h
(b)
-1000-800-600-400-200 0 200 400 600 800 1000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Fe-33%Ni-31%Al
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
Ni
7500C-25h(a)
-1000-800-600-400-200 0 200 400 600 800 1000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
% E
lem
en
to
FeFe-33%Ni-31%Al
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
7500C-100h
(d)
-800-600-400-200 0 200 400 600 800 10001200
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
(c)
Fe-33%Ni-31%AlNi
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
7500C-100h
-50 0 50 100
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
% E
lem
en
to
Fe
Fe-33%Ni-31%Al
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
7500C-250h
(f)
-400 -200 0 200 400
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
NiFe-33%Ni-31%Al
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Fe
Ni
Al
7500C-250h(e)
III. Resultados y Discusión
33
3.3. Trayectoria difusiva
La trayectoria difusiva de los pares difusores posterior al recocido se determinó graficando las
composiciones obtenidas por EDS-MEB en un corte isotérmico del diagrama ternario Fe-Ni-Al a
1100°C [33], como se muestra en la Figura 25 y que permitieron identificar las fases involucradas en
el gradiente composicional, la descripción de estas fases se muestra en la tabla 4. A partir de dicha
figura, la trayectoria difusiva general es:
Fe→α → α + β → β + γ→ γ + γ´+ β → γ + γ´→ γ→ Ni.
Este resultado involucra que solo las composiciones cercanas a la intercara con la aleación se
encuentran en la región monofásica de la fase β y algunas composiciones del gradiente se encuentran
en la región bifásica β + γ.
Figura 25. Trayectoria de difusión del par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe recocido de difusión a 1100°C en el
diagrama de equilibrio del sistema Fe-Ni-Al a 1100°C [33].
Fase Descripción
α BCC rica en Fe
β BCC (Fe, Ni)Al
γ FCC (Fe, Ni)
γ' FCC Ni3Al
b)
(b)
Tabla 14. Descripción de las fases en la
trayectoria de difusión.
III. Resultados y Discusión
34
De acuerdo con la bibliografía [28], la región de interés para las aleaciones del sistema Fe-Ni-Al ricas
en Fe basa su resistencia en la precipitación dentro del campo bifásico (α + β) [33], por lo tanto, las
composiciones fueron ubicadas a 850 y 750°C para determinar las posibles fases a obtener durante
los posteriores tratamientos a estas temperaturas. Los resultados muestran que a 850 y 750°C (Figura
26 (a y b), respectivamente), la aleación se localiza en la zona bifásica de interés α + β, con algunas
aleaciones del gradiente dentro de la misma, las cuales son más a 750°C debido a que la región
bifásica se expande al disminuir la temperatura [33].
Para apreciar mejor las fases presentes en el gradiente, las regiones del diagrama ternario fueron
sobrepuestas en la Figura 26, y el resultado se muestra en la Figura 27, donde se observan que el
gradiente más grande corresponde a la zona bifásica β+γ.
Figura 26. Corte isotérmico del sistema Fe-Ni-Al: (a) 850°C y (b) 750oC.
(a)
(b)
III. Resultados y Discusión
35
Figura 27. Distribución de las fases presentes en el gradiente composicional: (a) 1100°C, (b) 800°C y (c) 750°C.
b)
-600 -400 -200 0 200 400 600 800 1000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Distancia (m)
%
Ele
men
to
Fe
-400 -200 0 200 400 600 800
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
(c)
750oC
'
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Ni
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
(b)
800oC
% E
lem
en
to
'
Ni
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
%
Ele
me
nto
+
+
Fe
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
%
Ele
men
to
Ni
Al
Fe
Fe-33%Ni-31%Al
800 m
Fe
400 m
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
% E
lem
en
to
(a)
Ni
Al
Fe
610 m
Fe-33%Ni-31%Al
330 mNi
1100oC
III. Resultados y Discusión
36
3.4 Análisis durante el envejecido isotérmico
3.4.1 Envejecido a 750°C 25h: gradiente en el hierro
En la Figura 28 se presenta la precipitación de la fase intermetálica β (NiAl) en el gradiente generado
con el par difusor Fe-Fe0.34Ni0.33Al0.33 y en la región correspondiente al Fe. En este caso, los
precipitados tienen un contraste claro, los cuales están embebidos en una matriz de la fase α rica en
Fe. De acuerdo a las composiciones del gradiente mostradas en la Figura 28 (b), en la intercara con
el Fe, se encuentran las fases α+β+γ, las cuales son identificadas claramente en la Figura 28(a).
Mientras que la precipitación correspondiente al campo bifásico α + β del lado del Hierro se extiende
por aproximadamente 100 μm (ver Figura 28(b)). Tres zonas representativas a diferentes distancias
de la intercara del par difusor mostradas en las Figuras (c-e) indican una diferencia de tamaño y
distribución de los precipitados β (NiAl) (fase blanca) en la matriz de Hierro-α (fase oscura), así
como, la ausencia de precipitados (Figura 28(f)). Por lo tanto, la reacción de precipitación que ocurre
es [36]:
αss→ α + β (6)
Cabe señalar que la fase β (Fe,Ni)Al, es una fase ordenada con una estructura cúbica centrada en el
cuerpo (BCC) del tipo B2 (CsCl) y la matriz es de Hierro con estructura (BCC). Este tipo de
precipitados solo fueron encontrados para esta trayectoria difusiva debido a que solo se atraviesa una
pequeña zona bifásica de la región del gradiente con mayores concentraciones de Hierro.
III. Resultados y Discusión
37
Figura 28. Micrografías del par difusor envejecido a 750°C -25h: (a) Intercara aleación-Fe, (b) Perfiles de
composición aleación-Fe, (c,d,e) Zona cerca, centro y final de la precipitación y (f) Zona libre de
precipitación.
γ
γ
(a)
(c)
(e)
(d)
(f)
β
Matriz-α
-400 -300 -200 -100 0 100 200 300 400
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
%
E
lem
en
to
Distancia (m)
(b)
Ni
Al
Fe
III. Resultados y Discusión
38
3.4.2 Envejecido a 750°C: gradiente en la aleación-hierro
En la Figura 29 se presenta la secuencia de micrografías de la evolución de los precipitados de Hierro
después del tratamiento térmico a 750oC por 100 y 250 h, la cual fue observada que ocurrió en la
región de la aleación a partir de la intercara con el Hierro. Se analizó la zona del gradiente generado
en la aleación, la cual presentó precipitados de Hierro-α (fase oscura) en la matriz NiAl (fase clara),
lo cual concuerda con la bibliografía [33], debido a que el gradiente de composiciones se encuentra
en la zona rica en NiAl [33], las zonas de precipitados fueron tomadas a partir de la intercara
Fe0.36Ni0.33Al0.31-Fe (Figura 29(a1,2)) y aproximadamente cada 50μm de distancia entre las zonas de
las Figuras 29(b-d1,2). Las Figuras 29 (a1, b1, c1 y d1) corresponden al envejecido durante 100h,
mientras las Figuras 29 (a2, b2, c2 y d2) corresponden al envejecido durante 250h.
La evolución de los precipitados a partir de la intercara con respecto a la distancia y el tiempo de
envejecido fue que: el incremento en la distancia promueve que los precipitados disminuyan en
tamaño y en fracción volumétrica. Mientras que, el efecto del tiempo de envejecido es que las
partículas crecen en tamaño y disminuyen en cantidad (Figura 29 (b 1,2)-(c 1,2)).
La distancia analizada se puede observar en la Figura 30 donde se muestra nuevamente el gradiente
composicional remarcando que la región analizada fue de 0 a -200μm (región β+α). Cabe señalar que
en la zona de la intercara cercana al 0 de la Figura 30, las fases identificadas fueron α+β+γ [33], las
cuales concuerdan con lo observado en las micrografías de las Figuras 29(a1 y a2) donde las zonas
claras corresponde a la fase γ, y los precipitados a la fase α y la matriz a la fase β (NiAl). El análisis
de la Figura 30 también involucra que la región cerca de la intercara tiene un mayor contenido de Fe
(más al centro de la región bifásica β+α) [33] y disminuye conforme se aleja de la intercara. Por lo
tanto, la aleación más alejada de la intercara (aleación) presenta una fracción volumétrica menor que
la aleación cerca de intercara, lo cual se observa claramente en las Figuras 29(b2) y (d2) después de
250h a 750°C.
El efecto del tiempo de envejecido está relacionado con un posible engrosamiento clásico de
precipitados donde los precipitados grandes crecen a expensas de los pequeños y el número de los
mismo disminuye como lo propone la teoría clásica de engrosamiento propuesta por Lifshitz, Slyozov
y Wagner (LSW) [20], lo cual ocurre para todas composiciones del gradiente mostradas en la Figura
30. Adicionalmente se observó que los precipitados envejecidos a 250 h presentan cierta alineación
preferencial de sus intercaras y entre sí mismos con morfologías rectangulares y en placas con
intercaras planas, lo cual son fenómenos atribuido a las interacciones elásticas entre matriz y
precipitado que ocurren durante su engrosamiento [20].
III. Resultados y Discusión
39
Figura 29. Micrografías del par difusor envejecido a 750°C a 100 y 250h del lado de la aleación unión Fe. En las
zonas:(a, a1) Cerca de la intercara, (b, b1) Centro y (c, c1) Final del gradiente de difusión respectivamente
y (d1,d2) aleación sin gradiente.
γ
α
(a1) (a2)
(b1) (b2)
(c1) (c2)
(d1) (d2)
Matriz-β
α
γ γ
III. Resultados y Discusión
40
Figura 30. Perfil de composición para el tratamiento de envejecido a 750°C a 100 y 250h.
3.4.3 Envejecido a 800°C: gradiente en la aleación-Hierro
La Figura 31 muestra el análisis de la precipitación que ocurre a 800°C durante 100h en la intercara
aleación-Fe. Como se mencionó anteriormente en la sección 3.3 y las Figuras 24 y 25, aparentemente
a 800°C no existe un gradiente composicional notable del campo bifásico α+β, en la aleación. Sin
embargo, en la Figura 31 se observa un pequeño gradiente el cual presenta precipitados alineados
con intercaras planas de la fase α (oscuras) en una matriz de la fase β (gris), los cuales colindan con
una región de fases β+γ, donde la fase blanca es la fase γ (Fe-Ni) y son señaladas de la Figura 31(a).
Esta región concuerda con la trayectoria difusiva en la Figura 31(b). Asimismo, micrografías de las
regiones a 100 y 200μm, se muestran las Figuras 31(c) y (d). Dichas figuras muestran características
similares de tamaño, cantidad y distribución de precipitados de la fase α.
(1,2)
-400 -300 -200 -100 0 100 200
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Ni
Al
Fe
Distancia (m)
%
Ele
men
to
III. Resultados y Discusión
41
Figura 31. Micrografías del par difusor envejecido a 800°C -100 h del lado de la aleación: (a) Intercara aleación-Fe,
(b) Perfil de composición aleación-Fe, (c,d) Zona centro y final de la precipitación.
γ
(a)
(c) (d)
Matriz-β
α
-600 -400 -200 0 200 400 600 800 1000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Distancia (m)
%
Ele
men
to
+
+
Fe
Ni
Al
Fe
(b)
III. Resultados y Discusión
42
3.4.4 Envejecido a 750°C: gradiente en la aleación-Níquel
En la Figura 32 se presenta la precipitación de fases generadas en el gradiente del par difusor Ni-
Fe0.34Ni0.33Al0.33 a partir de la intercara Ni hacia la aleación después del tratamiento térmico a 750oC
por 100 y 250 h. El análisis de este gradiente permitió observar claramente a las fases β (NiAl) y γ
(Fe-Ni) como se muestra en las Figuras (a1) y (a2) fases que concuerdan con el análisis del perfil de
composición de la Figura 33, donde a distancias más cercanas a la composición nominal de la aleación
se observan tres fases donde las zonas claras corresponde a la fase γ, la fase β (gris), y la fase α
(oscura) propiamente en la aleación se observan dos fases (α+ β) los precipitados a la fase α y la
matriz a la fase β las cuales concuerdan con lo observado en las micrografías de las Figuras 32(b1-d1)
y (b2-d2). Las Figuras 32 (a1, b1, c1 y d1) corresponden al envejecido durante 100h, mientras las
Figuras 31(a2, b2, c2 y d2) corresponden al envejecido durante 250h.
El análisis de la Figura 33 también involucra que la región cerca de la intercara tiene un mayor
contenido de Ni y disminuye conforme se aleja de la intercara. La evolución de estas fases con
respecto a la distancia y el tiempo de envejecido fue que las partículas crecen en tamaño y disminuyen
en cantidad (Figura 32 (b1, 2)-(d1, 2)).
III. Resultados y Discusión
43
Figura 32. Micrografías del par difusor envejecido a 750°C a (a) 100 y (b) 250h del lado de la aleación unión Ni Las
zonas: (a1, a2) Cerca de la intercara, (b1, b2) Centro y (c1, c2) Final del gradiente de difusión
respectivamente y (d1, d2) Aleación sin gradiente.
γ
γ
γ
γ
γ
(a1) (a2)
(b1) (b2)
(c1) (c2)
(d1) (d2)
Matriz-β
α
III. Resultados y Discusión
44
Figura 33. Perfil de composición para el tratamiento de envejecido ha envejecido a 750°C a 100 y 250h.
3.4.5 Envejecido a 800°C: gradiente en la aleación-Níquel
La Figura 34 se presenta la evolución de precipitación que ocurre a 800°C durante 100h en la intercara
aleación-Ni. Como se mencionó anteriormente en la sección 3.4.4 y analizando la Figura 34 (b)
aparentemente a 800°C la región de la aleación cercana a la intercara tiene un mayor contenido de Ni
y disminuye conforme se aleja de la intercara además de que no existe un gradiente composicional
notable del campo bifásico α+β, en la aleación.
El análisis de la zona del gradiente generado en la aleación ha permitido la observación de las fases
β (NiAl) y γ (Fe-Ni) como se muestra en la Figura 34(a). Asimismo, micrografías de las regiones
(α+β), las cuales presentan precipitados de Hierro-α (fase oscura) en la matriz NiAl (fase clara), lo
cual concuerda con la bibliografía debido a que el gradiente de composiciones se encuentra en la zona
rica en NiAl [33], se muestran las Figuras 34(c), (d) y (e). Dichas figuras muestran características
similares de tamaño, cantidad y distribución de precipitados de la fase α.
(1,2)
-400 -200 0 200 400 600 800
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
'
% E
lem
en
to
Distancia (m)
Ni
Al
Fe
III. Resultados y Discusión
45
Figura 34. Micrografías del par difusor envejecido a 800°C a 100 h de la de la aleación unión Níquel en las zonas:
(a) Cerca de la intercara, (b) Perfil de composición aleación-Ni y (c, d) Zona centro y final de la
precipitación.
γ
(a)
(c) (d)
(e)
α
Matriz-β -400 -200 0 200 400 600 800
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
% E
lem
en
to
(b)
Distancia (m)
'
Ni
Ni
Al
Fe
III. Resultados y Discusión
46
3.5. Comportamiento de la Dureza
En la Figura 35 se presentan las micrografías del par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe después de la
medición de microdureza Vickers en la condición de recocido de difusión. En esta figura se pueden
observar los cambios en tamaño de las identaciones a partir de los elementos puros Fe y Ni, las cuales
presentan identaciones de mayor tamaño que es referido a una baja dureza. La zona de la aleación
presenta identaciones con menor tamaños atribuible a una dureza mayor con respecto a la de los
elementos puros, como es apreciable en las amplificaciones cerca de las intercaras Ni-
Fe0.34Ni0.33Al0.33 (Figura 35 (b)) y Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe (Figura 35(c)). Este mismo efecto de tamaño
de identación se presentó posteriormente a los tratamientos de envejecido a 750 y 800oC por
diferentes tiempos.
Figura 35. Micrografías de MEB que muestran las identaciones en los pares difusores: (a) Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe
posterior al tratamiento de recocido de difusión, (b) Acercamiento unión Ni-aleación y (c) Acercamiento
unión Fe-aleación.
La Figura 36 (a-f) presenta los perfiles de dureza medidos de extremo a extremo del par difusor,
tratado por el recocido de difusión, tratamiento de envejecido a 750oC a los tiempos de 25, 100 y 250
h y envejecido a 800oC a los tiempos de 25 y 100 h.
El comportamiento de la dureza en el perfil confirma lo observado en las micrografías de la Figura
35 donde hay un incremento gradual en dureza a partir de los elementos puros hasta la aleación donde
se alcanzan los valores más altos de dureza. Estos aumentos en dureza son atribuibles a los
mecanismos de reforzamiento por solución sólida y por segundas fases.
Ni Fe Fe0.34Ni0.33Al0.33
(a)
(b) (c)
III. Resultados y Discusión
47
0 1000 2000 3000 4000 500050
100
150
200
250
300
350
400
450
500
Fe-33%Ni-31%Al
Distancia (m)
HVN TT RECOCIDO
Du
reza V
ickers
(H
VN
)
Ni
(a)
Fe
0 1000 2000 3000 4000 500050
100
150
200
250
300
350
400
450
500
(d)
FeNi Fe-33%Ni-31%Al
Du
reza V
ickers
(H
V)
Distancia (m)
HV 7500C- 100h
0 1000 2000 3000 4000 500050
100
150
200
250
300
350
400
450
500
(c)
FeFe-33%Ni-31%AlNi
Ni
Du
reza V
ickers
(H
VN
)
Distancia (m)
HVN 8000C- 25h
1000 2000 3000 4000 500050
100
150
200
250
300
350
400
450
500
(f)
Ni
Fe
Fe-33%Ni-31%Al
Fe
Du
reza V
ickers
(H
V)
Distancia (m)
HVN 7500C - 250h
Figura 36. Perfiles de dureza para las muestras tratadas:
(a) Recocido de difusión, (b), (d) y (f) a 750 ºC por 25, 100
y 250h, respectivamente. (c) y (e) a 800 ºC por 25 y 100h
respectivamente.
0 1000 2000 3000 4000 500050
100
150
200
250
300
350
400
450
500
FeFe-33%Ni-31%AlNi
NiFe
Du
reza V
ickers
(H
VN
)
Distancia (m)
HVN 750 - 25h
(b)
0 1000 2000 3000 4000 500050
100
150
200
250
300
350
400
450
500
(e)
Ni
Fe-33%Ni-31%Al
Fe
Du
reza V
ickers
(H
V)
Distancia (m)
HVN 8000C- 100h
III. Resultados y Discusión
48
La Figura 37 muestra la gráfica del cambio de dureza en la aleación respecto al tiempo de envejecido
para 750 y 800°C, donde a 800°C a 25h la dureza en la aleación disminuye, sin embrago a 100h la
dureza en la aleación se mantiene respecto a la dureza inicial de la aleación antes del tratamiento de
envejecido. La disminución de dureza a 750°C para los diferentes tiempos de envejecido es más a las
250h.
Figura 37. Comportamiento de la dureza en la aleación.
Se sabe que las propiedades mecánicas de una aleación se ven afectadas fuertemente por la
distribución y el tamaño de las fases precipitadas. El comportamiento de la dureza para el par difusor
puede explicarse por la formación y cambio morfológico de las fases precipitadas. De acuerdo con el
análisis de los precipitados visto en la sección 3.4, el aumento de temperatura de envejecido de 750
a 800oC provoca la formación de precipitados con mayor tamaño, presentando una menor fracción
volumétrica de fases precipitadas.
La disminución de dureza es atribuido a la evolución de los precipitados coherentes de Hierro en la
matriz de NiAl, es decir se presenta el efecto contrario a un tratamiento de endurecimiento por
precipitación ya que los precipitados suaves de Hierro permiten disminuir la dureza de la matriz dura
de NiAl, a los tiempos tratados estos precipitados sufren cambios morfológicos y perdida de
coherencia con la matriz, efecto denominado engrosamiento [20].
0 50 100 150 200 250
360
370
380
390
400
410
420
430
440
Tiempo de envejecido (h)
750OC
800OC
Du
reza
Vic
ke
rs (
HV
)
Conclusiones
49
CONCLUSIONES
A partir de la caracterización por Microscopia Electrónica de Barrido y mediciones de microdureza
Vickers del doble par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe envejecido a 750 y 800°C por diferentes tiempos
se concluye que:
1. La generación de gradientes de composición en la aleación Fe0.34Ni0.33Al0.33 permitieron el
estudio de la precipitación de fases posterior al tratamiento de envejecido de acuerdo con la
siguientes reacciones: βss→ β + α, y αss→ α + β.
2. La trayectoria difusiva a 1100°C en los pares difusores Fe-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Ni fue:
Fe→α → α + β → β + γ→ γ + γ´+ β → γ + γ´→ γ →Ni; la cual no mostró un comportamiento
lineal.
3. Es posible estudiar la precipitación de fases a partir de la trayectoria difusiva del par difusor
posterior al recocido de difusión a 1100°C.
4. El estudio de la formación y la evolución de los precipitados en la aleación a partir de la
intercara con Fe indica que:
(a) El incremento en la distancia con respecto a la intercara con el Fe promueve que los
precipitados disminuyan en tamaño y en fracción volumétrica, atribuido a la disminución
del contenido de hierro.
(b) El efecto del tiempo de envejecido es que las partículas crecen en tamaño y disminuyen
en cantidad, con cambios morfológicos de semiesféricos a formas rectangulares y placas
alargadas.
5. La pérdida de dureza de la aleación se asocia al engrosamiento de precipitados de hierro, los
cuales aparentemente son coherentes con la matriz de NiAl. La aleación envejecida a 750oC
por 250 h presentó la menor dureza.
Referencias Bibliográficas
50
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