Mejora de la Coercitividad y Remanencia Magnética de las...

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Proyecto Fin de Grado

Grado en Ingeniería en Tecnologías Industriales

Mejora de la Coercitividad y Remanencia

Magnética de las Aleaciones de Hierro y

Níquel

Autor: Pablo De Lózar Mena

Tutor: Petr Urban

Departamento de Ingeniería y Ciencia de los

Materiales y del Transporte

Escuela Técnica Superior de Ingeniería

Universidad de Sevilla

Sevilla, 2016

Proyecto Fin de Grado

Grado en Ingeniería en Tecnologías Industriales

Mejora de la Coercitividad y Remanencia

Magnética de las Aleaciones de Hierro y Níquel

Autor:

Pablo De Lózar Mena

Tutor:

Petr Urban

Profesor sustituto interino

Departamento de Ingeniería y Ciencia de los Materiales y del Transporte

Escuela Técnica Superior de Ingeniería

Universidad de Sevilla

Sevilla, 2016

Proyecto Fin de Grado: Mejora de la Coercitividad y Remanencia Magnética de las Aleaciones de Hierro y

Níquel

Autor: Pablo De Lózar Mena

Tutor: Petr Urban

El tribunal nombrado para juzgar el Proyecto arriba indicado, compuesto por los siguientes miembros:

Presidente:

Vocales:

Secretario:

Acuerdan otorgarle la calificación de:

Sevilla, 2016

El Secretario del Tribunal

Índice

Índice 7

Índice de Figuras 9

Índice de Tablas 13

Agradecimientos 15

Resumen y objetivos del proyecto 17

1 Introducción 21 1.1. Definición y antecedentes históricos 21 1.2. Campo de aplicación 22

2 Bases Teóricas 25 2.1. Magnetismo 25

2.1.1 Introducción 25 2.1.2 Conceptos básicos 25 2.1.3 Tipos de magnetismo 27

2.2. Pulvimetalurgia 31 2.2.1 Introducción 31 2.2.2 Producción de polvo metálico 32

2.3. Consolidación de polvos metálicos 33 2.3.1 Prensado en frío 33 2.3.2 Sinterización 34

3 Materiales 41 3.1. Hierro WPL200 (E.R.) 41 3.2. Níquel T210 (E.R.) 42 3.3. Cera en polvo 43

4 Procedimiento Experimental 47 4.1. Manejo y caracterización de los polvos 47

4.1.1 Introducción 47 4.1.2 Muestreo de polvo 47 4.1.3 Mezclado y preparación de los polvos 48 4.1.4 Granulometría 48 4.1.5 Compresibilidad 49

4.2. Consolidación de los polvos 50 4.2.1 Introducción 50 4.2.2 Prensado en frío 50 4.2.3 Sinterización de los compactos 51

4.3. Cálculo de la densidad, de la porosidad, y de la porosidad interconectada 52 4.4. Análisis de imagen 53

4.4.1 Preparación metalográfica 53 4.4.2 Análisis de imagen con microscopio y software 54

4.5. Curva de histéresis 55

5 Resultados y Discusión 59 5.1. Aspectos preliminares 59 5.2. Caracterización de los polvos 59

5.2.1 Granulometría 59

5.3. Compactos prensados 64 5.3.1. Aleación Fe95Ni5 65 5.3.2. Aleación Fe65Ni35 70 5.3.3. Aleación Fe35Ni65 72 5.3.4. Aleación Fe5Ni95 74 5.4. Compactos sinterizados 76 5.4.1. Programa de sinterización 76 5.4.2. Caracterización de los compactos sinterizados 76 5.4.3. Aleación Fe95Ni5 80 5.4.4. Aleación Fe65Ni35 82 5.4.5. Aleación Fe35Ni65 84 5.4.6. Aleación Fe5Ni95 86 5.4.7. Porosidad 88 5.5. Discusión 89 5.5.1. Curvas de Magnetización. Zonas de saturación. 89 5.5.2. Coercitividad 93 5.5.3. Remanencia 95

6 Conclusiones 101

Bibliografía 105

9

ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 1. Campo magnético creado por una barra imanada y limaduras de hierro. 26

Figura 2. Solenoide con barra de hierro en su interior 26

Figura 3. Líneas de campo magnético, material diamagnético 28

Figura 4. Líneas de campo magnético, material paramagnético 28

Figura 5. Esquema de los dipolos magnéticos de un material ferromagnético con dominios magnéticos 29

Figura 6. Líneas de campo magnético, material ferromagnético 29

Figura 7. Proceso de magnetización, ciclo de histéresis 30

Figura 8. Ciclo de histéresis de un material magnético (a) blando y (b) duro. 30

Figura 9. Piezas realizadas por el método de la pulvimetalurgia 32

Figura 10. Etapas segunda a cuarta de la SFL 35

Figura 11. Etapas de la sinterización supersolidus 36

Figura 12. Morfología del polvo de Fe WPL200. Imagen obtenida mediante SEM. Estado de recepción. 42

Figura 13. Morfología del polvo de Ni T210. Imagen obtenida mediante SEM. Estado de recepción. 43

Figura 14. Mezclador TURBULA TYPE T2 C 48

Figura 15. Analizador láser Mastersizer 2000 49

Figura 16. Máquina universal de ensayos INSTRON 5505 50

Figura 17. Máquina universal de ensayos MALICET ET BLIN U-30 51

Figura 18. Máquina de ensayos universal SUZPECAR MUE-60 51

Figura 19. Horno tubular CARBOLITE HVT 52

Figura 20. Lijadora orbital modelo STRUERSKNUTH-ROTOR-3 53

Figura 21. Pulidora STRUERS LABOPOL-6 54

Figura 22. Microscopio óptico NIKON EPIPHOT modelo (a) TME y (b) 200 54

Figura 23. Medidora de ciclo de histéresis PERMAGRAPH L 56

Figura 24. Granulometría del Fe puro 60

Figura 25. Granulometría del Ni puro 61

Figura 26. Granulometría de la aleación Fe5Ni95 61




Figura 30. Comparativa de todas las gráficas anteriormente representadas 63

Figura 31. Comparativa del tamaño de partícula en función de la cantidad de Fe en la aleación 64

10

Figura 32. Curva de compresibilidad para todas las aleaciones de Fe-Ni. 65

Figura 33. Curvas de histéresis J-H de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de compactación antes

de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad 66

Figura 34. Comparación de las curvas de histéresis J-H de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones

de compactación antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad. 67

Figura 35. Curvas de histéresis B-J de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de compactación.

Zona de remanencia y coercitividad. 67

Figura 36. Curvas de histéresis J-H de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de compactación.

Zona de saturación. 68

Figura 37. Curvas de histéresis B-H de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de compactación.


Figura 38. Curvas de histéresis J-H de aleación Fe65Ni35 prensado a diferentes presiones de compactación

antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad. 70






antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad 72






antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad. 74





Figura 47. Programa de sinterización que ha seguido el horno. 76

Figura 48. Variación en volumen aleación Fe95Ni5. En trazo continuo están representados los compactos

sinterizados, en trazo discontinuo están representados los compactos prensados. 77







Figura 52. Comparativa de la variación en volumen de todas las aleaciones. En trazo continuo están

representados los compactos sinterizados, en trazo discontinuo están representados los compactos prensados.

79

Figura 53. Curvas de histéresis J-H de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de compactación y

sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad 80

Figura 54. Comparativa de las curvas de histéresis J-H de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de

compactación y sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad 81

Figura 55. Curvas de histéresis J-H de aleación Fe95Ni5 prensada a diferentes presiones de compactación y

11

sinterizado. Zona de saturación 81



Figura 57. Comparativa de las curvas de histéresis J-H de aleación Fe65Ni35 prensado a diferentes presiones

de compactación y sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad 83















Figura 65. Micrografía antes y después de la medidad e la porosidad con el software de análisis de imagen,

x200 88

Figura 66. Micrografía atacada por CuSO4, HCl y H2O (izquierda); Micrografía atacada por (NH4)2S2O8 y

H2O (derecha), x100 89

Figura 67. Comparativa general de las curvas de magnetización de los compactos en verde 90

Figura 68. Comparativa general de las curvas de magnetización de los compactos sinterizados 90

Figura 69. Comparativa de las curvas de magnetización para los compactos en verde y sinterizados, ordenados

por presiones de prensado. Aleación Fe95Ni5. En trazo discontinuo estado verde, en trazo contínuo estado

sinterizado. 91



sinterizado. 91



sinterizado. 92



sinterizado. 92

Figura 73. Comparativa entre la coercitividad según la presión de compactación aplicada para los estados

verde y sinterizado. Aleación Fe95Ni5. En trazo discontinuo estado verde, en trazo contínuo estado sinterizado.

93


verde y sinterizado. Aleación Fe65Ni35. En trazo discontinuo estado verde, en trazo contínuo estado

sinterizado. 93



sinterizado. 93


12

verde y sinterizado. Aleación Fe5Ni95. En trazo discontinuo estado verde, en trazo contínuo estado sinterizado.

94

Figura 77. Comparativa de las distintas aleaciones sobre la coercitividad según la presión de compactación

aplicada para los estados verde. 94


aplicada para los estados sinterizados. 95

Figura 79. Comparativa entre la remanencia según la presión de compactación aplicada para los estados verde

y sinterizado. Aleación Fe95Ni5. En trazo discontinuo estado verde, en trazo contínuo estado sinterizado.

96



96



96



97

Figura 83. Comparativa de las distintas aleaciones sobre la remanencia según la presión de compactación

aplicada para los estados verde. 97


aplicada para los estados sinterizados. 98

13

ÍNDICE DE TABLAS

Tabla 1. Magnitudes magnéticas 27

Tabla 2. Composición en peso del Hierro WPL200 41

Tabla 3. Composición del Níquel T210 42

Tabla 4. Composición y propiedades de la cera 44

Tabla 5. Composición de las aleaciones 48

Tabla 6. Ciclo de sinterización en el horno. 52

Tabla 7. Características de Permagraph L 55

Tabla 8. Composición en peso de elementos para cada aleación, muestra de 100 g 59

Tabla 9. Distribución del tamaño de las partículas para las distintas aleaciones 60

Tabla 10. Densidades absolutas de las distintas probetas 65

15

Agradecimientos

Agradezco estos años de grado a todos los profesores que han sido ayuda y trampolín para que sus alumnos

estemos cada vez más cerca de ser ingenieros.

Esta ayuda dentro de la escuela se ha visto potenciada, en mi caso, en gran medida gracias al apoyo y la

compresión de la que he podido disfrutar en el seno de mi familia.

Pablo De Lózar Mena

Alumno de la Escuela Técnica Superior de Ingeniería, 4º GITI

Sevilla, 2016

17

Resumen y objetivos del proyecto

En el presente proyecto se han estudiado distintas aleaciones de hierro y níquel con el objetivo de acotar el punto

óptimo de las condiciones que ofrecen el mejor valor de la coercitividad y la remanencia de las aleaciones objeto

de estudio.

Todos los ensayos se han realizado con polvos metálicos en estado de recepción, con el ánimo de hayar

resultados que pudiesen tener aplicaciones industriales competitivas, al abaratar costes en una posible

producción de piezas de la aleación elegida, ya que no se incluirían métodos de aleado mecánico. Ésta bien

puede ser una línea para trabajos futuros.

19

Capítulo 1

INTRODUCCIÓN

21

1 INTRODUCCIÓN

1.1. Definición y antecedentes históricos

La pulvimetalurgia se basa en la transformación de polvos tanto metálicos, no metálicos como aleaciones

mediante presión y calor a través de un proceso denominado sinterización. Ésta se lleva a cabo a temperaturas

inferiores a las del punto de fusión del componente principal, es decir, sin fusión del mismo. [1]

Los primeros vestigios de pulvimetalurgia se remontan a la soldadura por forja. Este proceso se considera el

precursor de la pulvimetalurgia moderna ya que consistía en la consolidación de varios fragmentos y partículas

incandescentes en una única pieza a través de la forja en caliente. Su nacimiento se remonta a Nínive, en

Mesopotamia, donde ya en el 6000 a.C. se sabía que mezclar madera y carbón en un horno permitía obtener un

lingote de hierro pastoso, lo que ha sido considerado el primer producto obtenido mediante sinterizado. No es

hasta muchos años después que las condiciones tecnológicas permitirían alcanzar las temperaturas de fusión del

hierro y sus aleaciones, por lo que para la obtención de armas y otras piezas se recurría a la forja.

En el siglo XIX, auspiciada por la necesidad de aparatos de platino para laboratorio, la pulvimetalurgia

experimenta un notable desarrollo, con el inicio de la precipitación química de polvos y las nuevas formas de

consolidación a relativamente bajas temperaturas.

A partir del siglo XX, la metalurgia de polvos alcanza también a los metales pesados y porosos, y en 1909

comienza a estudiarse esta técnica como una posibilidad para la fabricación de filtros y cojinetes, que no harían

su aparición en el mercado hasta veinte años más tarde; en 1910, Cooldidge comienza a explotar la adición de

materiales externos para mejorar las propiedades mecánicas a elevada temperatura aunque aún quedaba lejos la

técnica que hoy denominamos aleación mecánica; asimismo a partir de 1936 comienza a fabricarse hierro puro

a partir de polvos de hierro para la fabricación de chapas o alambres y de aleaciones de Fe-Ni-Co y Fe-Ni-Mo.

Una de las principales ventajas que ofrece la pulvimetalurgia y que explica su creciente desarrollo ha sido la

posibilidad de obtener nuevos materiales que no son posibles a través de los procesos tradicionales. Aunque en

sus inicios se asociaba a procesos de bajo coste, su posterior desarrollo acentuó otras cualidades como la calidad

y homogeneidad.

Su evolución ha hecho que, actualmente, los principales usos de esta técnica sean:

Fabricación de metales refractarios dúctiles

Obtención de metales plásticos obtenidos por prensado

Aleaciones duras y tenaces a partir de carburos metálicos y un metal auxiliar

Materiales para contactos eléctricos

Cojinetes y filtros porosos

22

1.2. Campo de aplicación

Dadas las ventajas que ofrece en la actualidad, la pulvimetalurgia tiene cabida en una gran variedad de sectores

industriales; podemos destacar su uso en biomateriales en el caso de prótesis dentales, superaleaciones de base

de níquel, composites, materiales tribológicos, materiales superplásticos, magnéticos tanto duros como blandos,

fases metaestables, supersaturadas, amorfas o nanocristalinas, materiales para almacenamiento de hidrógeno,

etc. [1]

Debido a esto, los materiales obtenidos por pulvimetalurgia no solo se usan en la industria aeroespacial, sino

que también tienen aplicación en la industria de procesado térmico, la industria del vidrio, la de producción de

energía, la industria de objetos de recreo (cuadros de bicicletas, frenos…) y para elaboración de recubrimientos

en spray. Entre las ventajas o características que justifican su empleo se encuentran las siguientes:

Elevada eficiencia en el uso de la materia prima.

Consumo de energía menor comparado con otras alternativas tecnológicas.

Baja contaminación de las plantas donde se lleva a cabo.

Bajo coste de inversión comparado con otros procesos (resulta un proceso muy recomendable en fases

de prototipado).

Permite la producción masiva de piezas de elevada precisión.

En algunos casos es el único método posible debido a la ausencia de procesos de conformado

alternativos.

La homogeneidad en el tamaño final del polvo es independiente del tamaño inicial del polvo.

Las ventajas anteriores se combinan con el hecho de que la pulvimetalurgia es un proceso que admite una gran

variedad de materiales; entre los productos que se fabrican aplicando esta técnica figuran los siguientes grupos:

Materiales refractarios: son metales de elevada temperatura de fusión tales como Ni, Mo o Ta, por lo

que su fabricación mediante colada es difícil y poco económica.

Materiales compuestos de matriz metálica: generalmente para contactos eléctricos o herramientas de

corte; se trata de materiales formados por dos o más fases insolubles entre sí, de forma que el refuerzo

mejora las propiedades del metal base.

Materiales porosos: aunque todos los materiales fabricados por este método tienen porosidad, nos

referimos a aquellos en los que dicha porosidad está controlada y diseñada para favorecer alguna

aplicación concreta como el caso de filtros y cojinetes autolubricantes.

Piezas estructurales metálicas: generalmente derivado de su menor coste o su mejor precisión

dimensional. Son aleaciones basadas principalmente en el cobre, aluminio, hierro…

Aleaciones especiales: se refiere a superaleaciones (níquel, cobre o aceros rápidos) que presentan

ventajas como su elevada resistencia, su módulo elástico y propiedades mecánicas o una

microestructura más uniforme.

Cerámicas y materiales compuestos de matriz cerámica: entre ellos destacan la alúmina, circonia,

nitruros de silicio o boro y carburos de silicio o titanatos. Parten de polvos de alta pureza y morfología

definida para obtener materiales de elevadas propiedades mecánicas mediante sinterizado a elevadas

temperaturas.

A pesar de la multitud de aplicaciones posibles, su aceptación ha sido lenta debido a la reticencia de la industria

por las siguientes razones:

Elevado coste

Renuencia a probar nuevos materiales

Falta de experiencia en servicio

No disponibilidad de formas necesarias para fabricar los productos (barras, hojas, cable, tubos…)

Rango de tamaño; el límite superior depende de las instalaciones para producción por moldeo, mientras

el límite inferior (espesor) depende de las características de trabajo de la aleación

Aunque, las perspectivas para el crecimiento de la aleación mecánica en los mercados industriales son buenas,

los esfuerzos por aumentar la disponibilidad de nuevas formas de producto y para rebajar el coste de los métodos

de producción mejorarán claramente la posición de estos materiales en la escena industrial.

23

Capítulo 2

BASES TEÓRICAS

25

2 BASES TEÓRICAS

2.1. Magnetismo

2.1.1 Introducción

El fenómeno del magnetismo es conocido desde hace numerosos siglos, aunque la comprensión de los principios

básicos que lo rigen no se ha alcanzado hasta hace relativamente poco. Gracias al conocimiento logrado, hoy

día las propiedades magnéticas de los materiales son bien conocidas, y son muchos los dispositivos tecnológicos

que las aprovechan, e.g. generadores de electricidad, transformadores, motores eléctricos, altavoces, discos de

almacenamiento…

Se ha producido, además, el surgimiento de un importante número de materiales magnéticos, ya que

contrariamente a lo que cabría esperar, los fenómenos magnéticos son totalmente universales, i.e. todas las

sustancias se ven influidas, en mayor o menor medida, por la presencia de un campo magnético.

En la actualidad, además del hierro, se encuentran otros materiales ferromagnéticos, como el cobalto, níquel,

aleaciones con estos elementos, samario, neodimio…

También se conocen materiales paramagnéticos como el cromo y el manganeso, o diamagnéticos como el oro y

la plata. [2]

Los conceptos de ferromagnetismo, paramagnetismo y diamagnetismo, serán definidos en el apartado 2.1.3,

“Tipos de magnetismo”.

2.1.2 Conceptos básicos

A continuación se presentan una serie de conceptos básicos sobre los que el texto se apoya en su derarrollo, a

saber: campos magnéticos, inducción, permeabilidad, y susceptibilidad magnéticas.

Campo magnético

Un campo magnético es una descripción matemática de la influencia magnética de las corrientes eléctricas y de

los materiales magnéticos. La presencia de un campo magnético rodeando una barra imanada de hierro puede

observarse por la dispersión de pequeñas limaduras de hierro espolvoreadas sobre una hoja de papel colocado

sobre la barra.

26

Figura 1. Campo magnético creado por una barra imanada y limaduras de hierro.

La figura generada por las limaduras muestra que la barra imanada tiene dos polos magnéticos, y que las líneas

de campo magnético salen de un polo y entran en el otro (Figura 1). Cabe destacar que, a diferencia del campo

eléctrico, en el campo magnético no se ha comprobado la existencia de monopolos magnéticos, sólo dipolos

magnéticos, lo que significa que las líneas de campo magnético son cerradas, i.e. el número neto de líneas de

campo que entran en una superficie es igual al número de líneas de campo que salen de la misma superficie.

Inducción magnética

La inducción magnética, también llamada densidad de flujo magnético o intensidad de campo magnético, es el

fenómeno que da origen a la fuerza electromotriz inducida (f.e.m.) en un medio o cuerpo completo, siempre que

cambie la cantidad de líneas de campo en un campo magnético variable que pasa por el plano del cuerpo, o bien

en un medio móvil expuesto a un campo magnético estático. Por lo tanto, cuando dicho cuerpo es un conductor,

se produce una corriente inducida. Este fenómeno fue descubierto por Michael Faraday quién lo expresó

indicando que la magnitud del voltaje inducido es proporcional a la variación del flujo magnético (Ley de

Faraday) [3].

Si se coloca una barra de hierro dentro de un solenoide recorrido por una corriente eléctrica (Figura 2), se obtiene

que el campo magnético generado por el solenoide se amplifica, debido a que el campo magnético generado por

el solenoide se suma al que añade la barra imanada, designándose como B el campo magnético resultante,

denominado inducción magnética. El momento magnético inducido en la barra por unidad de volumen se

denomina imanación, que se designa por M.

Así pues, sabiendo 𝜇0 es la permeabilidad magnética en el vacío, con valor 4𝜋 ∗ 10−7 𝑁𝐴−2, se comprueba

matemáticamente que:

𝐵 = 𝜇0𝐻 + 𝐽 = 𝜇0𝐻 + 𝜇0𝑀 = 𝜇0(𝐻 + 𝑀)

Figura 2. Solenoide con barra de hierro en su interior

En la siguiente tabla se resumen las unidades del SI de las magnitudes mencionadas (Tabla 1).

27

Tabla 1. Magnitudes magnéticas

Magnitud Unidades SI

B (Inducción magnética) Tesla (T)

H (Campo aplicado) Amperio/Metro (A/m)

M (Imanación) Amperio/Metro (A/m)

J (Polarización magnética) Tesla (T)

Permeabilidad magnética

La permeabilidad magnética está dada por la relación entre la inducción magnética existente y la intensidad de

campo magnético que aparece en el interior de un material.

El grado de magnetización de un material en respuesta a un campo magnético, se denomina permeabilidad

absoluta y se representa por el símbolo μ:

𝜇 =𝐵

𝐻

Así pues, se puede definir entonces la permeabilidad magnética relativa de un material μr como:

𝜇𝑟 =𝜇

𝜇0

La permeabilidad magnética relativa de un material es una magnitud adimensional, homóloga a la constante

dieléctrica de los dieléctricos, y que describe la respuesta de un medio a un campo magnético externo. En los

materiales paramagnéticos, 𝜇𝑟 es mayor que la unidad, mientras que en los diamagnéticos, es menor que la

unidad. [2]

Susceptibilidad magnética

En muchos materiales sucede que la imanación del material es proporcional al campo aplicado. El factor de

proporcionalidad recibe el nombre de susceptibilidad magnética y se representa como χm:

χ𝑚 = 𝑀

𝐻

2.1.3 Tipos de magnetismo

Los diferentes tipos de magnetismos se originan debido al movimiento de los electrones en el material. Cuando

éstos se mueven por un hilo conductor se genera un campo magnético inducido alrededor del hilo.

Las propiedades magnéticas macroscópicas de los materiales son consecuencia de los momentos magnéticos

asociados con electrones individuales. Cada electrón en un átomo tiene momentos magnéticos que se originan

de dos fuentes. Una está relacionada con su movimiento orbital alrededor del núcleo, siendo una carga en

movimiento. Un electrón se puede considerar como un pequeño circuito cerrado de corriente, generando un

campo magnético muy pequeño y teniendo un momento magnético a lo largo de su eje de rotación [4].

Cada electrón además rota alrededor de su eje; el otro momento magnético se forma de la rotación (espín) del

electrón, el cual se dirige a lo largo del eje de rotación y puede estar hacia arriba o hacia abajo, según sea la

dirección de rotación del electrón. El valor mínimo del momento magnético se denomina magnetón de Bohr

(𝜇𝐵 = 9,27 ∗ 10−24 𝐴𝑚2).

El magnetón de Bohr puede ser positivo o negativo dependiendo del sentido de giro del electrón. En una capa

atómica llena, los electrones están emparejados con electrones de espín opuesto, proporcionando un momento

magnético neto nulo, por esta razón, los materiales compuestos de átomos que tienen sus orbitales o capas

totalmente llenas, no son capaces de ser permanentemente magnetizados. Aquí se incluyen los gases inertes así

como algunos materiales iónicos.

28

Los tipos de magnetismo incluyen diamagnetismo, paramagnetismo y ferromagnetismo. Además, el

antiferromagnetismo y el ferrimagnetismo se consideran subclases de ferromagnetismo. Todos los materiales

exhiben al menos uno de estos tipos de magnetismo y el comportamiento depende de la respuesta del electrón y

los dipolos magnéticos atómicos a la aplicación de un campo magnético aplicado externamente.

Diamagnetismo

El diamagnetismo fue descubierto y nombrado en septiembre de 1845 por Michael Faraday.

Es una forma muy débil de magnetismo que sólo es exhibida en presencia de un campo magnético externo. Es

el resultado de un cambio en el movimiento orbital de los electrones debido a este campo. El momento magnético

inducido es muy pequeño y la dirección es opuesta al campo aplicado (Figura 3). Cuando un material

diamagnético se coloca entre los polos de un electroimán dichos materiales se sienten atraídos hacia las regiones

donde el campo magnético es más débil.

Figura 3. Líneas de campo magnético, material diamagnético

El diamagnetismo se encuentra en todos los materiales, sin embargo, debido a que es muy débil sólo puede

observarse en aquellos materiales que no exhiben otras formas de magnetismo, encontrándose también en

elementos con un par de electrones.

Una excepción a la naturaleza débil del diamagnetismo ocurre con los materiales que se vuelven

superconductores, algo que siempre sucede a muy bajas temperaturas. Los superconductores son materiales

diamagnéticos perfectos; cuando se colocan en un campo magnético externo expulsan las líneas de campo desde

sus interiores, dependiendo de la intensidad del campo y de la temperatura [5].

Paramagnetismo

Para algunos materiales sólidos, cada átomo posee un momento dipolar permanente en virtud de la cancelación

incompleta del espín electrónico y/o de los momentos magnéticos orbitales. En ausencia de un campo magnético

externo, las orientaciones de esos momentos magnéticos son aleatorias. Esos dipolos atómicos son libres para

rotar por la acción de un campo magnético externo, alineándose en una dirección preferencial debido a la acción

de dicho campo, resultando el paramagnetismo (Figura 4).

Figura 4. Líneas de campo magnético, material paramagnético

Estos dipolos magnéticos actúan individualmente sin interacción mutua entre dipolos adyacentes. Como los

dipolos se alinean con el campo externo, ellos se engrandecen, dando lugar a una permeabilidad relativa mayor

que la unidad y a una relativamente pequeña pero positiva susceptibilidad magnética. El efecto del

paramagnetismo desaparece cuando se elimina el campo magnético aplicado.

El paramagnetismo ocurre en todos los átomos y moléculas con electrones desapareados, además de metales,

como resultado de los momentos magnéticos asociados con los espines de los electrones en conducción.

29

También se encuentran comportamientos paramagnéticos en materiales ferromagnéticos que están por encima

de su temperatura de Curie.

Este tipo de magnetización en sustancias no metálicas suele caracterizarse por una dependencia de la

temperatura: la intensidad del momento magnético inducido varía inversamente con la temperatura. Esto se debe

a que al aumentar la temperatura, cada vez resulta más difícil alinear los momentos magnéticos de los átomos

individuales en la dirección del campo magnético.

Ferromagnetismo

Ciertos materiales poseen un momento magnético permanente en ausencia de un campo externo, y manifiestan

magnetizaciones muy largas y permanentes. Estas son las características del ferromagnetismo y este es mostrado

por algunos metales de transición y algunos elementos de tierras raras tales como el gadolinio (Gd).

En una muestra sólida de Fe, Co o Ni, a temperatura ambiente los espines de los electrones 3d de átomos

adyacentes se alinean, en una dirección paralela por un fenómeno denominado imanación espontánea. Esta

alineación paralela de dipolos magnéticos atómicos ocurre solo en regiones microscópicas llamadas dominios

magnéticos (Figura 5).

Figura 5. Esquema de los dipolos magnéticos de un material ferromagnético con dominios magnéticos

Si los dominios están aleatoriamente orientados entonces no se genera imanación neta en una muestra. En una

muestra ferromagnética, los dominios adyacentes están separados por bordes de dominios o paredes a través de

las cuales cambia gradualmente la dirección de la magnetización.

Dado que los dominios son microscópicos, en una muestra macroscópica habrá un gran número de dominios y

puede haber diferentes orientaciones de magnetización. La magnitud del campo magnético para el sólido

completo es el vector suma de las magnetizaciones de todos los dominios, siendo la contribución de cada

dominio de acuerdo a su fracción de volumen. Para las muestras no magnetizadas el vector suma ponderado de

las magnetizaciones de todos los dominios vale cero.

En los materiales ferromagnéticos la inducción se ve notoriamente incrementado con la intensidad del campo

(Figura 6). La gráfica del ciclo de histéresis muestra la relación entre H y B para el material ferromagnético

sometido a un campo H que varía en magnitud y sentido.

Figura 6. Líneas de campo magnético, material ferromagnético

En un proceso de magnetización (Figura 7), partimos de una muestra inicialmente desmagnetizada, con B=0 en

ausencia de campo. La aplicación inicial del campo genera un ligero aumento en la inducción comparable con

el de los materiales paramagnéticos.

Sin embargo, un pequeño aumento del campo genera un pronunciado aumento de la inducción con un mayor

aumento de la intensidad del campo, alcanzando la intensidad de inducción la denominada inducción de

saturación, Bs. En este momento los dominios, por medio de rotaciones, se orientan con respecto al campo H.

Gran parte de esta inducción se mantiene tras la desaparición del campo; la inducción cae hasta un valor no nulo,

30

denominada inducción remanente, Br, con un campo magnético H=0. Para eliminar esta inducción remanente,

el campo debe ser invertido.

Así B se reduce a cero cuando se alcanza un valor Hc, llamado campo coercitivo. Al continuar aumentando la

magnitud del campo invertido el material puede saturarse de nuevo (-Bs) y aparece una inducción remanente

cuando el campo es eliminado. Este camino reversible puede ser recorrido continuamente mientras el campo

aumente y disminuya cíclicamente entre los extremos indicados; este ciclo se conoce como ciclo de histéresis.

Figura 7. Proceso de magnetización, ciclo de histéresis

El área encerrada por la curva de histéresis está relacionada con el gasto de energía necesario para completar el

ciclo. En relación a este coste energético (relacionado con la forma de la curva) se establece la dureza magnética

de un material.

Materiales ferromagnéticos blandos

Los materiales magnéticos blandos son fácilmente imanables y desimanables presentando curvas de histéresis

de apariencia estrecha con bajos campos coercitivos y alta saturación, teniendo por tanto altas permeabilidades

magnéticas (Figura 8).

Figura 8. Ciclo de histéresis de un material magnético (a) blando y (b) duro.

Este hecho es debido a la presencia de pocas imperfecciones y defectos que constituyen obstáculos al

movimiento de paredes de los dominios magnéticos o al giro de la imanación dentro de un dominio. Igualmente,

y para favorecer estos movimientos, se requieren bajas constantes de anisotropía y de magnetostricción. El uso

de estos materiales [6] está centrado en núcleos para trasformadores, motores generadores, equipos de

comunicación de alta sensibilidad, etc.

En el proceso de imanación-desimanación del material magnético acaecen unas pérdidas energéticas

básicamente debidas a dos fenómenos [7]:

https://www.google.es/url?sa=i&rct=j&q=&esrc=s&source=images&cd=&cad=rja&uact=8&ved=0ahUKEwjx-8DctpbMAhXH2xoKHQGjDcoQjRwIBw&url=http://forum.lawebdefisica.com/threads/24759-iman-y-clavo&bvm=bv.119745492,d.d2s&psig=AFQjCNHNqyWBRVU3wMcLUERlZVQ8BZ3vWA&ust=1461008435280561

31

Pérdidas por histéresis: Son debidas a la disipación de energía requerida para desplazar las paredes de los

dominios magnéticos durante la imanación y desimanación del material. Estas pérdidas aumentan por la

presencia de impurezas, imperfecciones, precipitados, dislocaciones, etc., que actúan como barreras que impiden

el desplazamiento de las paredes de dominios durante el ciclo de imanación, incrementando las pérdidas de

energía de histéresis. El área encerrada por la curva de histéresis es una medida de la energía perdida debida a la

histéresis magnética.

Pérdidas por corrientes parásitas: Son corrientes inducidas por variaciones en el flujo magnético, y se pueden

reducir con un aumento de la resistividad del material. Esto se consigue, por ejemplo, añadiendo impurezas

sustitucionales. Otro modo de reducir las corrientes parásitas a nivel macroscópico en los núcleos de los

transformadores consiste en utilizar una estructura laminar o de hojas, aplicando una capa aislante entre una hoja

y la siguiente.

Los materiales magnéticos más blandos que en la actualidad se conocen son:

a) Aleaciones cristalinas basadas en Fe de bajo coste (aceros al Si de grano orientado), basadas en Fe-Ni

con muy alta permeabilidad o basadas en Fe-Co con alta imanación de saturación.

b) Vidrios metálicos de estructura amorfa.

c) Aleaciones con microestructura basada en Fe.

Materiales ferromagnéticos duros

Los materiales magnéticos duros se caracterizan por una alta fuerza coercitiva y una alta inducción magnética

remanente; de este modo los ciclos de histéresis de estos materiales son anchos y altos (Figura 8).

Estos materiales se imanan en un campo magnético lo suficientemente fuerte como para orientar sus dominios

magnéticos en la dirección del campo aplicado. Una parte de la energía aplicada del campo se convierte en

energía potencial que se almacena en el imán permanente producido.

Un imán permanente, por consiguiente, se encuentra en un estado de energía relativamente alto, comparado con

un imán que no está imanado. Los materiales magnéticos duros son difíciles de desimanar una vez imanados

debido básicamente a sus altas constantes de anisotropía cristalina y a defectos que imposibilitan el movimiento

de las paredes del dominio.

Para comparar las fuerzas de los imanes permanentes se escoge el cuadrante izquierdo superior de la curva de

histéresis, y a partir de ella se calcula el producto energético máximo, (BH)máx, que es el máximo valor del

producto de B por H. Este producto es una medida de la energía potencial magnética de un material magnético

duro por unidad de volumen. Por tanto, y con el objetivo de maximizar el producto energético máximo es

interesante trabajar con materiales de alta imanación de saturación.

Algunos ejemplos de materiales magnéticos duros que se están utilizando en la actualidad pueden ser:

a) Aleaciones de Al-Ni-Co con Fe como material de base.

b) Aleaciones de las tierras raras como SmCo5.

c) Aleaciones magnéticas de Nd-Fe-B.

d) Aleaciones magnéticas de Co-Pt-Cr.

2.2. Pulvimetalurgia

2.2.1 Introducción

Dentro de las variadas tecnologías para trabajar el metal, la pulvimetalurgia es el más diverso dentro de éstas. El

atractivo mayor de la pulvimetalurgia (PM) es la habilidad de fabricar piezas de formas complejas con excelentes

tolerancias y de alta calidad de forma relativamente barata.

Su nacimiento se pierde en civilizaciones muy antiguas, como por ejemplo, polvos de oro fusionados sobre joyas

por los Incas o cómo los egipcios utilizaron polvos de acero en el año 3000 AC. Otro ejemplo de su uso temprano

es la Columna de Delhi en la India, que data del año 300 DC. Esta columna fue hecha de 6.5 toneladas de acero

32

en polvo.

Pero no es hasta la mitad de los años 20, en el siglo pasado, cuando resurge con más fuerza, gracias a la

fabricación de carburos cementados. En la Segunda Guerra Mundial se desarrollaron multitud de materiales

férreos y no férreos. Coincidiendo con el comienzo de la década de los 60 se produce la expansión a nivel

mundial de este tipo de procesado.

En resumen, la PM toma polvos metálicos con ciertas características como tamaño, forma y empaquetamiento

para luego crear una figura de alta dureza y precisión (Figura 9). Los pasos claves incluyen la compactación del

polvo y la subsiguiente unión termal de las partículas por medio de la sinterización. El proceso utiliza

operaciones automatizadas con un consumo relativamente bajo de energía, alto uso de materiales y bajos costos

capitales. Estas características hacen que la PM se preocupe de la productividad, energía y materias primas.

Consecuentemente, el área está creciendo y reemplazando métodos tradicionales de formar metales. Además, la

PM es un proceso de manufactura flexible capaz de entregar un rango amplio de nuevos materiales, con

diversidad de microestructuras y propiedades. Todo esto crea un nicho único de aplicaciones para la PM, como

por ejemplo compuestos resistentes al desgaste.

Figura 9. Piezas realizadas por el método de la pulvimetalurgia

Las aplicaciones de la PM son bastante extensas. Algunos ejemplos del uso de polvos metálicos son los

siguientes: filamentos de tungsteno para ampolletas, restauraciones dentales, rodamientos auto-lubricantes,

engranes de transmisión de automóviles, contactos eléctricos, elementos de combustible para poder nuclear,

implantes ortopédicos, filtros de alta temperatura, pilas recargables y componentes para aeronaves.

2.2.2 Producción de polvo metálico

Los métodos de producción de polvo metálico más significativos pueden clasificarse en:

1. Métodos químicos

2. Métodos físicos

3. Métodos mecánicos

Prácticamente cualquier material puede ser transformado en polvo por la aplicación de uno o más de estos

métodos. El método escogido debe estar relacionado con el tipo de aplicación y con las propiedades y estructura

deseada del producto final.

Métodos químicos

Estos métodos pueden clasificarse como reducción y descomposición química.

Reducción química: Implican compuestos químicos con mayor frecuencia un óxido y otras veces haluros o sales

de metal. Puede llevarse a cabo:

a) Desde el estado sólido: como la reducción del óxido de hierro con carbono o de óxido de wolframio

con hidrógeno.

33

b) Desde el estado gaseoso: como la reducción de tetracloruro de titanio gaseoso con magnesio fundido,

es decir, el conocido proceso Kroll.

c) Desde una solución acuosa: como la precipitación de cobre a partir de una solución de sulfato de

cobre con hierro o bien como la reducción de una solución salina de níquel amoniacal con hidrógeno

bajo presión.

Descomposición química de compuestos: Los dos métodos más comunes de producción de polvo en este caso

son:

a) Descomposición de hidruros metálicos.

b) Descomposición de carbonilos metálicos.

Métodos físicos

Los métodos más extendidos son el método electroquímico y la atomización.

Método electroquímico: Es muy utilizado en la preparación de polvo de cobre, berilio, hierro y níquel. El ajuste

de las condiciones físicas y químicas durante la electrodeposición hacen posible la deposición del metal en el

cátodo en forma de escamas. Este método proporciona polvo metalúrgico de alta pureza y con excelentes

propiedades para su procesado. Esta técnica implica el control y la manipulación de muchas variables por lo que

en algunos casos resulta más costosa que otras técnicas. Así por ejemplo, el polvo de hierro electroquímico es

más caro que el polvo reducido o atomizado teniendo propiedades similares. Sin embargo, el polvo de cobre

electroquímico es bastante competitivo comparado con el polvo reducido o precipitado.

Atomización: Está basado en el hecho de que cualquier material fundido puede formar polvo por desintegración

del líquido. Aparte de la reactividad química, la cual puede necesitar materiales o una atmósfera específica, el

proceso es independiente de las propiedades físicas y químicas asociadas con el material sólido. Este método

está siendo ampliamente adoptado, ya que permite obtener directamente del fundido metales con alta pureza y

polvos prealeados. El procedimiento básico empleado consiste en hacer pasar a través de un orificio al fondo de

un crisol un líquido e incidir un chorro de gas o líquido al fundido emergente.

Métodos mecánicos

Estos métodos no son muy utilizados como procesos primarios de obtención de polvos metálicos. La trituración

mecánica es posible por métodos como el impacto, rozamiento, corte y compresión. La formación de polvo

metálico por métodos mecánicos se basa en varias combinaciones de estos cuatro mecanismos básicos.

2.3. Consolidación de polvos metálicos

2.3.1 Prensado en frío

La aportación de Easterling, demostrando que se pueden formar uniones metálicas en los contactos, refuerza la

idea de que la adhesión se produce como consecuencia de interacciones físico-químicas en las superficies de

contacto.

Cuando la masa de polvos metálicos se vierte en el interior de la matriz con el fin de efectuar el prensado, las

partículas descansan unas sobre otras a través de los puntos de contacto, usualmente asperezas. Al comenzar a

aplicar presión, los contactos habrán de soportar dicha presión además del propio peso de los polvos. Casi desde

el primer momento, se presenta una deformación plástica en los contactos más desfavorables que comporta un

crecimiento de las áreas de transmisión de esfuerzos.

Conforme la presión aumenta, la deformación de las asperezas permite el acercamiento de las partículas, dando

lugar a la aparición de nuevos puntos de contacto. En el desarrollo de estas áreas de contacto juegan un

importante papel tanto la geometría de las partículas como sus características elastoplásticas.

El posibilitar que se pongan en contacto íntimo las partículas a través de áreas suficientemente extensas, no

significa necesariamente que se vaya a conseguir una alta adhesión. La presencia de capas de óxidos y gases

34

absorbidos dificultan el verdadero contacto metal-metal, y las uniones producidas serán débiles.

La eliminación de los óxidos superficiales mediante un tratamiento de reducción química beneficia, en cualquier

caso, la obtención de un compacto de alta resistencia.

La deformación plástica de las asperezas y de las zonas de contacto conlleva, además del acercamiento de las

partículas, un endurecimiento por deformación local que requiere mayores compresiones para proseguir la

deformación, que ahora se va generalizando a la totalidad de la partícula.

En resumen, la adhesión durante el prensado, sin dejar de reconocer que en alguna medida pueda cooperar el

enganche mecánico, puede explicarse como el resultado de la formación de unas uniones de naturaleza físico-

química entre las partículas a través de las áreas de contacto.

Partículas de forma irregular y de diferentes tamaños promueven mayor cantidad de contactos por lo que dan

lugar a compactos más resistentes. Del mismo modo, materiales blandos y de bajo módulo de elasticidad

favorecen la adhesión. Las asperezas limitan la formación de amplias zonas de contacto, pero más importante

que su presencia en sí, es su distribución de tamaños y agudeza; cuanto más homogéneas y menos agudas sean

las asperezas, más se favorece la adhesión.

La existencia, por último, de capas superficiales de óxidos o gases absorbidos disminuye en gran medida las

resistencias que pueden alcanzarse, debiendo, por consiguiente, eliminarse mediante un tratamiento.

2.3.2 Sinterización

La sinterización es un proceso térmico para unir partículas formando una estructura sólida coherente a través de

fenómenos de transporte de masa que suceden, en gran parte, a escala atómica.

Estas uniones mejoran muchas propiedades con respecto a las de las partículas simplemente compactadas,

incluyendo la resistencia, ductilidad, resistencia a la corrosión y conductividad. Esencialmente es un proceso de

microsoldadura de partículas [8].

Para llevar a cabo este proceso de unión es necesario someter a los polvos, compactados o simplemente

confinados en un molde, a un calentamiento por debajo de su punto de fusión.

Si la temperatura del tratamiento es inferior a la de fusión de todos los constituyentes de la masa de polvos el

proceso se denomina sinterización en fase sólida. Si la temperatura es lo suficientemente elevada como para que

alguno de los constituyentes funda, la sinterización se lleva a cabo en presencia de un líquido, denominándose

sinterización en fase líquida (SFL).

En ambos casos la fuerza promotora de la sinterización es la disminución de la energía superficial de las

partículas por medio de la reducción del área superficial.

Sinterización en fase sólida

La sinterización en fase sólida transcurre en tres etapas:

1. Etapa inicial: La compactación de los polvos crea contactos entre las partículas, cuyo número y tamaño

depende de la presión de compactación. Durante la primera etapa de la sinterización en fase sólida,

dichos contactos crecen formando una especie de puentes o cuellos entre las partículas.

2. Etapa intermedia: Durante la etapa inicial de sinterización se produce un pequeño nivel de

densificación. Sin embargo, la etapa intermedia es la más importante en cuanto se refiere a la

densificación y al establecimiento de propiedades en el compacto sinterizado.

Durante esta fase, los cuellos interparticulares crecen de tal forma que las partículas comienzan a perder

su individualidad, creciendo de tamaño y formándose una red de poros. La porosidad se caracteriza por

ser básicamente abierta, es decir, conectada con la superficie.

3. Etapa final: Comparada con las etapas anteriores, la etapa final de sinterización en fase sólida es un

proceso lento, donde los procesos simultáneos de coalescencia impiden la densificación. Una vez

alcanzado alrededor del 90 % de la densidad teórica, la porosidad se hace cerrada y los poros tienden a

la geometría esférica.

35

En los casos en que se generen gases durante la sinterización o bien parte de la propia atmósfera de

sinterizado haya sido absorbida durante las etapas inicial e intermedia, dichos gases no podrán

difundirse a través del compacto quedando atrapados en los poros e impidiendo la densificación del

compacto. Si la sinterización se realiza en vacío o si los gases atrapados pueden difundirse con facilidad

por la matriz sólida se puede producir una densificación adicional.

Sinterización en fase líquida

La sinterización en fase líquida (SFL) es aquella que involucra la coexistencia de una fase líquida y las partículas

sólidas durante alguna etapa del ciclo térmico. Existen, básicamente, dos modos de obtener la fase líquida:

Emplear una mezcla de polvos de diferente composición química. Es el modo más habitual en el cual la fase

líquida puede ser resultado de la fusión de un componente o de la formación de un eutéctico.

Usar una mezcla prealeada que se calienta hasta una temperatura intermedia entre la temperatura de liquidus y

solidus (sinterización del tipo supersolidus).

Figura 10. Etapas segunda a cuarta de la SFL

Los factores más significativos que determinan la velocidad de sinterización son la solubilidad del sólido en el

líquido, la capacidad de mojado por parte del líquido y la difusividad del sólido en la fase líquida.

Actualmente son procesados multitud de productos por SFL entre los que se encuentran las porcelanas dentales,

carburos cementados, herramientas de corte y cerámicas refractarias.

En un caso general de SFL, el líquido moja al sólido y además, el sólido tiene solubilidad en el líquido, por lo

que se origina una disminución de la porosidad y una reducción de las energías interfaciales. Un sistema que

presenta SFL densifica en cuatro etapas:

1. Sinterización en fase sólida: Durante el calentamiento, y previo a la formación de la fase líquida, aparece

una etapa de sinterización en estado sólido. En muchos sistemas con alta difusividad se produce una

considerable densificación durante esta fase.

2. Reordenamiento: Una vez que aparece la fase líquida hay una rápida densificación debida a las fuerzas

capilares. Disminuye la porosidad (se minimiza la energía superficial) y el compacto se comporta como

un sólido viscoso.

La eliminación de porosidad incrementa la viscosidad del compacto y en consecuencia, disminuye la

velocidad de densificación. La cantidad de densificación obtenida depende de la cantidad de líquido,

del tamaño de las partículas y de la solubilidad del sólido en el líquido. Usualmente tamaños de

partículas menores conducen a una reordenación mejor.

Por otra parte, se tiene que es posible alcanzar un valor de porosidad nula si se forma suficiente líquido.

Puesto que la mayor densidad de empaquetamiento que es posible conseguir con esferas del mismo

tamaño es del 74 %, es necesario al menos un 26 % en volumen de líquido. Sin embargo, el

reordenamiento se ve dificultado por los contactos entre partículas formados durante la etapa de

36

sinterización en fase sólida. Por esto, los procesos de reordenamiento pueden inhibirse si hay una alta

densidad en verde y si las partículas presentan formas irregulares. Cabe destacar que se producen otros

procesos durante esta etapa, pero son eclipsados debido a la rapidez con que esta se lleva a cabo.

3. Solución-reprecipitación: Cuando la densificación y el reordenamiento disminuyen, llega un momento

en que los fenómenos de solubilidad y difusividad son dominantes. La transformación más importante

que tiene lugar en esta etapa es el crecimiento de las partículas (Figura 10).

Hay que considerar que la solubilidad de una partícula en el líquido que la rodea es inversamente

proporcional al tamaño de la partícula; partículas pequeñas tienen energías y solubilidades mayores que

partículas grandes. La diferencia de solubilidades establece un gradiente de concentraciones en el

líquido, de modo que el material es transportado, por difusión, desde las partículas pequeñas a las

grandes, a través del líquido.

Este proceso se denomina maduración de Ostwald y el resultado neto es un crecimiento progresivo de

las partículas mayores a expensas de las más pequeñas. Así, se disminuye el número de partículas y

aumenta tanto su tamaño medio como el espaciado entre ellas. La solución-reprecipitación no sólo

contribuye a la coalescencia de partículas, sino que además, al alterar la forma de las partículas por

difusión, permite un empaquetamiento más ajustado disminuyendo la porosidad.

4. Densificación final: Esta última etapa se caracteriza por una densificación muchísimo menor debido a

la existencia de un esqueleto sólido conectando las partículas.

La rigidez del esqueleto impide el reordenamiento, aunque no el crecimiento de las partículas, que

continúa. Los poros residuales aumentarán de tamaño si contienen gas encerrado, pudiendo provocar

hinchazón en el compacto.

Generalmente, en la mayoría de los sistemas, se degradan las propiedades de los compactos si se alarga

mucho esta etapa. Por ello se suelen elegir tiempos cortos de sinterización.

La sinterización supersolidus merece una mención aparte. Ésta es similar a la sinterización tradicional en la que

aparece fase líquida, con la diferencia de que se usan polvos prealeados en lugar de polvos mezclados.

Durante la sinterización en fase líquida tradicional, se forma un líquido que moja externamente a las partículas

de polvo. Por el contrario, en la sinterización supersolidus, el líquido aparece en el interior de las partículas,

produciendo un proceso de fragmentación y reordenamiento de las mismas.

En la Figura 11 se ilustran los procesos asociados a la sinterización supersolidus. Estos incluyen la formación

de la fase líquida, fragmentación de las partículas, reordenamiento y deslizamiento de estas, solución-

reprecipitación y crecimiento de partículas. Todos estos procesos contribuyen, en mayor o menor medida, a la

disminución de porosidad.

Figura 11. Etapas de la sinterización supersolidus

Durante la temperatura de sinterización es deseable una amplia separación entre las líneas de solidus y liquidus,

no obstante, incluso siendo amplia dicha separación, es necesario un buen control de la temperatura para

mantener un adecuado dominio sobre la microestructura y la cantidad de líquido formado. La formación de una

fase líquida uniformemente distribuida durante la sinterización supersolidus da como resultado una sinterización

más homogénea que la originada en el caso de polvos mezclados.

37

La sinterización supersolidus se ha aplicado fundamentalmente en aceros al carbono, aceros inoxidables,

superaleaciones de base níquel y aleaciones de base cobalto.

Los resultados obtenidos para diversos sistemas demuestran que la temperatura y la composición son parámetros

de control de vital importancia durante el proceso. La temperatura es importante porque afecta al volumen de la

fracción líquida.

Una temperatura de sinterización demasiado elevada suele producir un exceso de formación de líquido.

En estos casos, los compactos exhiben un apreciable hundimiento o colapso (slumping) mientras que la

microestructura se vuelve más basta.

La densidad y el tamaño de grano tras la sinterización son función de la temperatura de sinterización. El

incremento de la fracción de líquido aumenta la densificación y la contracción, ayudando a la sinterización, pero

también lo hace el tamaño de los granos. Como alternativa, una baja temperatura de sinterización es

insatisfactoria ya que hay poca cantidad de líquido para mojar los contactos interparticulares. Para el

endurecimiento de la pieza la temperatura debe ser controlada dentro de un margen de 3 °C próximo al valor

óptimo.

La composición tiene un efecto parecido sobre la fracción de líquido formada a la temperatura de sinterización

existiendo una relación entre la temperatura óptima de sinterización y la composición.

Como consecuencia, la sinterización supersolidus requiere un buen control de la temperatura y composición con

el fin de obtener una densificación plena, evitar la distorsión en la pieza y minimizar el engrosamiento

microestructural. Por otra parte, se tiene que el éxito de la sinterización supersolidus depende de la

homogenización del líquido por toda la pieza, lo cual es fácil de conseguir mediante el aleado mecánico previo

de los polvos a sinterizar.

Hay que señalar posibles problemas asociados a la sinterización supersolidus. La sinterización en estado sólido

que se produce durante el calentamiento hasta alcanzar la temperatura de sinterización ocasiona un perjuicio

sobre la densidad final. Las uniones sólidas inhiben la reordenación de las partículas cuando aparece la fase

líquida. Adicionalmente, la temperatura a la cual se observa la sinterización óptima varía con la composición.

En consecuencia, resulta difícil simultanear el control de la temperatura y la composición de los polvos. Además,

la sinterización es muy rápida una vez que aparece la fase líquida. Esto es beneficioso para obtener una alta

densidad, pero produce dificultades en el control de las dimensiones y la microestructura. Por otro lado y, a pesar

de las dificultades que ocasiona industrialmente, la atmósfera ideal para llevar a cabo procesos de sinterización

supersolidus es el vacío, con el fin de evitar que se atrapen gases en los poros del compacto prensado.

A pesar de los inconvenientes mencionados las perspectivas futuras de uso son muy prometedoras. La

sinterización supersolidus demuestra ser útil para lograr compactos de alta densidad. Los hornos de sinterización

más modernos poseen el nivel de control de temperatura necesario para obtener con éxito una gran densificación

sin producir distorsiones. Un beneficio adicional es que la sinterización supersolidus es aplicable a polvos bastos,

de alta aleación y a materiales con pequeño tamaño de grano para su completa densificación.

39

Capítulo 3

MATERIALES

41

3 MATERIALES

3.1. Hierro WPL200 (E.R.)

Polvo fabricado por la casa alemana QMP Metal Powders GmbH de referencia WPL200 cuyas principales

impurezas son el carbono (0.01 %) y oxígeno (0.12 %), y que tiene la siguiente composición según su fabricante

en la siguiente tabla (Tabla 2):

Tabla 2. Composición en peso del Hierro WPL200

ELEMENTO COMPOSICIÓN

Fe 99.4 %

Mn 0.2 %

O 0.12 %

C 0.01 %

S 0.009 %

Se trata de un polvo fabricado mediante atomizado acuoso. Tiene una aceptable resistencia en verde y una

excelente compresibilidad. En la Figura 12 se muestran fotografías realizadas con el microscopio electrónico de

barrido, mostrando una forma irregular en sus partículas.

42

Figura 12. Morfología del polvo de Fe WPL200. Imagen obtenida mediante SEM. Estado de recepción.

3.2. Níquel T210 (E.R.)

Se trata de un polvo suministrado por la casa INCO de referencia T210, con la siguiente composición (Tabla 3):

Tabla 3. Composición del Níquel T210

ELEMENTO COMPOSICIÓN

O <1.0 %

C <0.5 %

Fe <0.01 %

S 0.001 %

Este polvo de níquel presenta una morfología filamentosa que hace que se agrupe formando conglomerados

esponjosos, como se muestran en la Figura 13.

43

Figura 13. Morfología del polvo de Ni T210. Imagen obtenida mediante SEM. Estado de recepción.

3.3. Cera en polvo

Como agente controlador del proceso (ACP) y para prevenir la soldadura excesiva de las partículas entre sí, o

con el medio de molienda (bolas, paletas, vasija attritor), y establecer un equilibrio dinámico entre la soldadura

y fractura de las partículas, se ha utilizado una cera orgánica micropolvo (etilen bis-estearamida) C microwax

de la casa CLARIANT de Alemania.

El agente controlador del proceso de molienda es uno de los factores importantes que intervienen en el aleado

mecánico de polvos. Al recubrirlos, dificulta la soldadura, tanto entre sus partículas, como de estas con las

paredes de la vasija. De este modo, favoreciendo o limitando los procesos de fractura y soldadura durante la

molienda, ayuda a controlar el tamaño medio de partícula de los polvos molidos.

Además de controlar el equilibrio fractura-soldadura de los polvos durante el aleado mecánico, se empleó la cera

como lubricante durante su compactación. Para ello, se aplicó en suspensión con acetona sobre las paredes de la

matriz de prensado. En la literatura científica, pueden encontrarse diversos tipos de lubricante para reducir la

fricción matriz de prensado-polvo, y diferentes modos de aplicarlos.

Con respecto a este último aspecto, nuestra experiencia, y la de diversos autores parece indicar que con la adición

en paredes se mitigan los problemas de mala unión física entre las partículas de polvo durante el prensado, al

limitarse la cantidad de lubricante residual en el material. En este sentido, durante toda la investigación, se

empleó lubricación en paredes.

44

La cera utilizada, se emplea mucho en la pulvimetalurgia convencional, por sus buenas propiedades como

lubricante y porque se quema en su totalidad por debajo de 500 °C, sin depositarse en las paredes del horno o en

otros conductos.

En la Tabla 4 se indica la composición y principales propiedades de la cera empleada.

Tabla 4. Composición y propiedades de la cera

PROPIEDAD VALOR

Densidad a 20 °C 1 g/cm3

Densidad aparente 0.3 g/cm3

Diámetro d(0.9) 40 µm

Diámetro d(0.5) 15 µm

Composición química H35C17CONHC2H4NHCOC17H35

45

Capítulo 4

PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

47

4 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

4.1. Manejo y caracterización de los polvos

4.1.1 Introducción

El éxito de los métodos de fabricación por medio de la pulvimetalurgia depende en gran medida del

conocimiento de las propiedades físicas y químicas de los polvos metálicos. Los polvos metálicos se caracterizan

por un número de propiedades muy elevado tanto de las partículas individuales como de la masa de polvos. El

procesamiento de un polvo a un compacto y las propiedades resultantes del producto son influenciados por las

características físicas y químicas de las partículas [9]. Se han realizado únicamente medidas de granulometría

de los polvos y su compresibilidad.

4.1.2 Muestreo de polvo

Durante el transporte y manejo de los polvos puede producirse en el contenedor una segregación de los mismos,

de forma que las partículas de menor tamaño ocupan, preferentemente, el fondo del envase, sobrenadando en la

masa del polvo las de mayores dimensiones.

Por consiguiente, para evitar la utilización de muestras poco representativas del lote recibido, tanto en los

ensayos de caracterización de los polvos como en las experiencias de pulvimetalurgia, se ha procedido siguiendo

las consideraciones tipificadas en el Manual de laboratorio del Grupo de Metalurgia e Ingeniería de los

Materiales de la Universidad de Sevilla o de las normas UNE.

Brevemente se describe el método empleado en la extracción de muestras de polvo del contenedor en el que se

recibieron:

Para extraer las muestras de polvo, se ha utilizado un tubo de vidrio de 10 mm de diámetro por 300 mm de

longitud que se ha introducido en la masa de polvo, hasta el fondo del contenedor, permitiendo fluir hacia dentro

del tubo para obtener un testigo en toda la profundidad del mismo. Así, tanto si se han producido o no

segregaciones de las partículas de diversos tamaños durante el transporte, se tienen muestras más representativas

del lote recibido.

Por extracciones sucesivas se ha completado una cantidad de polvo suficiente, que se ha depositado en un

recipiente de plástico. Las composiciones de las distintas aleaciones pueden observarse en la siguiente tabla por

cada 50 g de peso total (Tabla 5).

48

Tabla 5. Composición de las aleaciones

ALEACIÓN Fe [g] Ni [g] Total [g]

Fe95Ni5 47.4 2.6 50

Fe65Ni35 32.6 17.4 50

Fe35Ni65 17.5 32.5 50

Fe5Ni95 2.3 47.7 50

4.1.3 Mezclado y preparación de los polvos

Una vez extraídos los polvos de los contenedores de transporte se han mezclado, con el objetivo de

homogeneizar la mezcla de polvos, ya que se quieren alear combinaciones de diferentes materiales. Para ello, se

realizará un agitado mecánico de los mismos, durante 30 minutos, en un molino mezclador TURBULA TYPE

T2 C (Figura 14).

Este mezclador utiliza un sistema de giros en varias direcciones lo que confiere al polvo un movimiento

tridimensional que aumenta la eficacia y homogeneidad de la mezcla. Además posee un sistema de poleas que

le dota de velocidad variable, y que presenta un receptáculo adaptable a cualquier morfología del recipiente que

contiene a los polvos gracias a un sistema de correas elásticas.

Figura 14. Mezclador TURBULA TYPE T2 C

Con este sistema se ha pretendido evitar la posible segregación de las partículas del polvo dentro de su recipiente

que podría dar lugar a que el polvo recogido para su estudio no sea representativo ya que si se produce la

segregación las partículas grandes serían predominantes en la parte superior, donde se obtiene el polvo para la

posterior experimentación.

4.1.4 Granulometría

Es conocido que muchas de las propiedades de los materiales en forma de polvo (como la reactividad química

y la fluidez), están afectadas por el tamaño de sus partículas.

En la década de los 80 del siglo pasado se desarrolló un método para la medida del tamaño de partícula mediante

difracción láser (low angle laser ligth scattering).

Dicho método se fundamenta en el hecho de que las partículas dispersan luz en todas direcciones con un patrón

de intensidad dependiente de su tamaño. Concretamente, el ángulo de dispersión es inversamente proporcional

al tamaño de la partícula.

En los años 80 del pasado siglo, la difracción láser ha sido el método empleado para medir la granulometría de

los polvos producidos en esta investigación. Para ello se ha contado con un analizador láser Mastersizer 2000

de MALVERN (Figura 15).

Este equipo dispone de un láser de He-Ne para la medida de tamaños de partícula grandes, mientras que una

49

fuente de luz azul de 466 nm de longitud de onda proporciona un incremento de la resolución en la región

submicrométrica. Esto permite medir con precisión partículas con tamaños entre 0.2 y 2000 μm.

Figura 15. Analizador láser Mastersizer 2000

El proceso seguido para determinar la granulometría es el siguiente:

1. Se procede a la puesta a cero del equipo. Para ello hay que seguir una serie de pasos:

a) Alineación del haz de luz

b) Medición del fondo

c) Introducción del índice de refracción de la muestra en el equipo mediante software

2. A continuación, se dispersa la muestra en el líquido que se utiliza para la medición. En este caso se

utilizó agua corriente. La dispersión se realiza durante 5 minutos y con apoyo de ultrasonidos y

sustancias desfloculantes para deshacer los cúmulos de partículas.

3. Una vez conseguida la dispersión, se conecta la muestra al dispositivo agitador-bomba, que pone en

movimiento el agua.

4. Finalmente, se conecta el láser y, en función de la intensidad y el ángulo de incidencia de la luz recogida

por cada uno de los detectores, el software calcula la distribución de tamaños de partículas en la

dispersión.

Los parámetros d(0.1) y d(0.9) son los tamaños de partícula, expresados en μm, por debajo de los cuales se

encuentra el 10 y 90 % de la masa de polvos, respectivamente.

El parámetro d (0.5) es el tamaño de partícula, en μm, correspondiente a la mediana, que divide la masa

granulométrica en dos mitades iguales y brinda criterios sobre el equilibrio másico entre las partículas gruesas

(>d (0.5)) y finas (<d (0.5)).

4.1.5 Compresibilidad

La curva de compresibilidad determina la forma en la que densifican los polvos, entendiendo por ella la

representación de la densidad relativa del compacto frente a la presión de compactación. Para su determinación

es necesario prensar polvo a diferentes presiones y, una vez extraídos los compactos de la matriz, pesarlos y

medir sus dimensiones a fin de calcular su densidad relativa (normas MPIF Standard 45 y ASTM B331 [10]).

Existe un procedimiento, utilizado en este trabajo y también empleado por diferentes investigadores que permite

obtener, con un sólo compacto cilíndrico, los puntos experimentales necesarios para trazar la curva de

compresibilidad [11] [12]. De este modo, se evita tener que fabricar un compacto por cada punto experimental

a determinar, lo que supone un ahorro en material y tiempo. Se ha empleado una máquina universal de ensayos

INSTRON 5505 (Figura 16).

50

Figura 16. Máquina universal de ensayos INSTRON 5505

Para realizar estos ensayos se han fabricado compactos cilíndricos de 8 mm de diámetro, con una masa distinta

dependiendo de la densidad del polvo en cada una de las muestras elegidas. Una vez lubricada la matriz y llena

con el polvo, se ha aplicado una carga continua de 1 Kg/s hasta 120 Kg/s, para posteriormente pasar a aplicarse

una carga de 10 Kg/s hasta 6661 Kg/s, que equivale a la carga máxima permitida por la máquina para este tipo

de probeta, que son 1300 MPa.

Después de que llegue al máximo, se mantendrá unos segundos para posteriormente ir reduciendo la presión,

para a continuación retirar totalmente la caga y extraer el compacto. Seguidamente se determina su peso, altura

y diámetro, y a partir de estas medidas, junto con la densidad, se pasan a una macro de una hoja Excel y

obtendremos la curva de densificación de ese material. Es importante resaltar que la limpieza de la matriz,

punzón y sufridera, esencial en cualquier compactación, es de suma importancia en este ensayo, para no

introducir factores que puedan alterar el resultado real.

4.2. Consolidación de los polvos

4.2.1 Introducción

En esta investigación los polvos tanto en estado de recepción como los obtenidos por aleado mecánico han sido

posteriormente procesados por un ciclo simple de prensado y sinterización. A continuación se exponen todos

los detalles correspondientes al procesado.

4.2.2 Prensado en frío

Lubricación de las paredes de la matríz

Después de haber realizado la mezcla correctemente (como ya se ha explicado), el siguiente paso consiste en

lubricar las maredes de la matriz. La lubricación en pared se ha realizado con una cera, y la deposición del

lubricante se ha llevado a cabo mediante la técnica siguiente:

En primer lugar, se prepara una suspensión de 10 g de ACP por 50 mL de acetona. Agitar reiteradamente esta

solución a fin de que la cera quede totalmente disuelta en la acetona. Este compuesto orgánico volátil reúne las

características adecuadas para llevar a cabo la deposición del lubricante.

En segundo lugar, con ayuda de un succionador se extrae el lubricante de su recipiente y se vierte en las paredes

de la matriz, dejándolo fluir por las mismas de manera que al final del proceso se consigue que las paredes de la

matriz estén perfectamente recubiertas de lubricante. Previamente ha sido limpiada la matriz con acetona y

perfectamente secada la parte interna de la matriz.

Una vez terminada esta operación y después de asegurarse la volatilización completa del lubricante, se procede

en tercer lugar a pasar uno de los punzones empleados en la compactación, por el orificio de la matriz a fin de

51

uniformizar lo mejor posible la capa de lubricante y evitar la formación de grumos que pueden afectar

negativamente a la compactación del polvo metálico.

En cuarto lugar y concluida la compactación, se procede a la limpieza de la matriz con acetona.

Compactación

El procedimiento utilizado se puede resumir en seis pasos:

Muestreo de polvos: Se ha seguido la metodología descrita en el apartado 4.1.2 en cuanto a la selección y manejo

del polvo. En la manipulación de éste se ha sido especialmente cuidadoso, utilizando portamuestras de vidrio,

limpios y secos así como pinceles para arrastrar las partículas más finas, etc. Se ha evitado en la medida de lo

posible toda posible contaminación con partículas extrañas. La cantidad de polvo que se parte es de 2.5 g para

el procesado de cada una de las probetas de tracción.

Lubricación: Se han seguido los pasos descritos en el apartado 0

Llenado del molde: Se ha empleado la matriz de 12 mm formada por un núcleo de F-522 templado y revenido.

Se ha introducido el punzón inferior y, con ayuda de un pincel, se ha vertido en la matriz el polvo a comprimir.

A continuación, se ha nivelado el polvo mediante un pincel, eliminando en la medida de lo posible las partículas

metálicas de las paredes del molde. Por último, se ha introducido el punzón superior evitando cuidadosamente

la formación de cualquier cámara de aire.

Montaje utilizado: Se ha utilizado la máquina de ensayos universal SUZPECAR MUE-60 para el prensado de

los compactos de tracción (Figura 17).

Aplicación de la carga de compresión: Una vez se ha trazado la curva de compresibilidad de cada una de las

series de polvos, se decide cual es la presión de compactación. Una vez alcanzada la presión de compactación

en la máquina de ensayos, se ha detenido durante 2 minutos la carga, de modo que se produzca una relajación

del polvo. A continuación se ha descargado hasta hacer nula la presión.

Expulsión del compacto: Se ha procedido a la expulsión del compacto, ayudándose de un tubo de dimensiones

apropiadas que se ha colocado debajo de la matriz, a la cual se le aplica la presión necesaria para que se produzca

la expulsión tanto de la probeta como de punzones y sufridera. Dicho proceso de expulsión se ha realizado con

una máquina universal de ensayos MALICET ET BLIN U-30 (Figura 18).

Figura 17. Máquina universal de

ensayos MALICET ET BLIN U-30

Figura 18. Máquina de ensayos universal

SUZPECAR MUE-60

4.2.3 Sinterización de los compactos

La sinterización de los compactos se ha realizado en un horno de tubular CARBOLITE HVT 15/50/450 (

52

Figur

a 19). El controlador de la temperatura se ha conectado a un termopar introducido dentro del tubo mediante una

varilla unida a la tapadera de la boca de carga

La sinterización se ha realizado en una atmósfera de vacío obtenida por una bomba rotatoria de un equipo de

vacío que se describirá más adelante.

Para la sinterización de los compactos, el procedimiento experimental puede esquematizarse en las operaciones

que se describen a continuación.

En primer lugar, los compactos prensados se han dispuesto sobre una chapa de acero plana para que los

compactos no tomaran una forma curva. Después se ha cerrado el tubo con los tornillos existentes para tal efecto.

En segundo lugar se ha puesto en funcionamiento la bomba rotativa e introducido en el controlador del horno

los datos del ciclo de sinterización (Tabla 6) esperando a dar comienzo al ciclo hasta haberse alcanzado el vacío

de trabajo de 5 Pa.

Tabla 6. Ciclo de sinterización en el horno.

Programa de control Calentamiento Mantenimiento

Gradiente [°C/min] 10 5 1 0

Temperatura final [°C] 900 945 950 950

Duración [min] 0 0 0 60

Figura 19. Horno tubular CARBOLITE HVT

Las probetas se han enfriado lentamente dentro del horno, extrayéndose cuando éste alcanza una temperatura

inferior a 200 °C.

Para conseguir el vacío durante las sinterizaciones se ha usado un equipo de vacío capaz de producir un vacío

máximo del orden de 10-3 Pa (10-5 mbar), cuando se usa en el modo de alto vacío, es decir, con la difusora

conectada. Sin embargo, para las sinterizaciones tan solo se ha usado la bomba rotativa capaz de producir un

vacío del orden de 5 Pa (5x10-2 mbar).

4.3. Cálculo de la densidad, de la porosidad, y de la porosidad interconectada

Una vez sinterizados los compactos, se procedió a determinar la densidad y la porosidad interconectada Pi

aplicando el método de Arquímedes con impregnación mediante agua destilada, por ser el más sencillo y fiable

desde el punto de vista experimental.

Dicho método viene descrito en la normativa ASTM C373-88 y el procedimiento a seguir para aplicar el método

consiste en los siguientes pasos:

Pesar la probeta en seco. Éste valor se corresponde con la masa de la probeta en seco D (gramos).

Calentar la probeta en agua destilada durante 5 horas. Dejar reposar en agua por 24 horas.

53

Pesar la probeta impregnada sumergida en agua. Éste valor se corresponde con la masa de la probeta

sumergida S (gramos).

Sacar la probeta sumergida y eliminar el exceso de agua con un paño húmedo.

Pesar la probeta sin el agua sobrante. Éste valor se corresponde con la masa de la probeta saturada M

(gramos).

En cada caso se midió cuatro veces tanto la masa sumergida como la saturada.

La balanza utilizada en las medidas de peso fue una balanza digital OHAUS EXPLORER PRO EP114C con

una sensibilidad de 0.0001 g.

La densidad y la porosidad interconectada (en %) se calculan según las siguientes expresiones, siendo 𝜌𝑖 la

densidad del material:

𝜌 =𝐷

𝑀 − 𝑆

𝑃 = 100 · (1 −𝜌

𝜌𝑖)

𝑃𝐼 =𝑀 − 𝐷

𝑀 − 𝑆· 100

4.4. Análisis de imagen

4.4.1 Preparación metalográfica

Una posible manera de medir la porosidad de una muestra es examinando su superficie bajo microscopio para

estudiar la relación entre superficie correspondiente a los poros respecto a la total. Para ello, se necesita una

superficie debidamente preparada.

A continuación se detallan los distintos pasos seguidos para la medida de la porosidad por este método.

Desbaste

Se realiza un desbaste fino sobre una serie de lijas Nº 300, 600, 1000 y finalmente 2400 con abrasivo de carburo

de silicio en una lijadora orbital modelo STRUERSKNUTH-ROTOR-3 (Figura 20).

Figura 20. Lijadora orbital modelo STRUERSKNUTH-ROTOR-3

Las operaciones de desbaste se efectúan con enfriamiento a base de agua, lo que impide el sobrecalentamiento

de la muestra y proporciona una acción de enjuague para limpiar los productos eliminados de la superficie de la

muestra, de modo que el papel no se ensucie.

Pulido

Este paso se hizo en paño con suspensión de alúmina de 1 µm, a 300 rpm, durante 5 minutos, moviendo la

54

probeta de manera circular en sentido contrario al giro del paño en una pulidora STRUERS LABOPOL-6 (Figura

21). Una vez pulida, cada probeta se enjuaga con agua y un poco de algodón para eliminar la alúmina. Finalmente

se rocía con alcohol y se seca con un secador eléctrico.

Figura 21. Pulidora STRUERS LABOPOL-6

Revelado de la microestructura

Se ha empleado un reactivo formado por 5 mg de CuSO4, 25 mg de HCl y 25 mL de H2O para atacar una muestra

y otro reactivo formado por 20 mg (NH4)2S2O8 y 30 mL H2O sobre otra muestra del mismo material para

observar si hay diferencias en el ataque a la hora de ver la microestructura.

4.4.2 Análisis de imagen con microscopio y software

A pesar de la amplia variedad de sofisticados microscopios electrónicos existente, la microscopía óptica sigue

siendo una técnica muy útil para el estudio microestructural de los materiales. Los microscopios electrónicos de

transmisión (TEM) y de barrido (SEM), superan con creces dos de las más importantes limitaciones de los

microscopios ópticos, a saber, resolución y profundidad de campo.

Figura 22. Microscopio óptico NIKON EPIPHOT modelo (a) TME y (b) 200

Sin embargo, en el estudio de un material, se hace necesaria una visión global de su microestructura,

comenzando por su observación macroestructural, para, progresivamente, emplear técnicas que permitan una

mayor magnificación y resolución. Por tanto, el microscopio óptico es un eslabón fundamental en la cadena de

55

la caracterización estructural de los materiales, sin el cual, se pierde información básica acerca ellos.

Se han utilizado dos microscopios ópticos NIKON EPIPHOT, modelos TME y 200 (Figura 22.a y Figura 22.b).

Ambos tienen oculares de 10X y objetivos de 5X, 10X, 20X, 40X y 100X.

La captación de imágenes se realiza mediante una cámara digital NIKON CoolPix 950 y una cámara de video a

color de alta resolución Sony SSCC370P. En el microscopio NIKON EPIPHOT-TME se dispone de una pletina

motorizada gobernada por una interfaz tipo MCP-BOX de Kontron Elektronik. Su empleo conjunto con el

programa de análisis de imagen Image Pro 6 permite realizar cuantificaciones y medidas morfológicas de

porosidad y segundas fases.

Se abren las imágenes tomadas y se transforman a escala de grises. Con estas imágenes transformadas se mide

el rango de intensidad de las fotografías para posteriormente tomar un límite de intensidad de color determinado

para seleccionar las zonas oscuras de las imágenes correspondiente a los poros.

Una vez seleccionado el límite a partir el cual el software detecta la zona de poros se introduce este número en

una macro. Dicha macro analiza cada imagen, cuantificando diversos parámetros.

Posteriormente se trata con una herramienta de hoja de cálculo para sumar todas estas áreas calculadas con el

software y tener el total de superficie porosa de cada imagen. Se multiplica por cien y se tiene el valor del

porcentaje de la porosidad.

4.5. Curva de histéresis

El PERMAGRAPH es un equipo para la medición de ciclos de histéresis en la investigación, control y calidad

de producción. El PERMAGRAPH L (Figura 23) es la versión ligera totalmente automática, controlada por un

ordenador para determinar las características magnéticas de los materiales.

Junto con el paquete de alto rendimiento PERMA software y la unidad de control se consigue la medición rápida

y fiable. Las características más importantes están detalladas en la tabla siguiente (Tabla 7):

Tabla 7. Características de Permagraph L

FUENTE DE ALIEMTNACIÓN SVP2

Voltaje 0 – 120 V

Corriente 0 – 25 A

Potencia de salida 3 kW

Red eléctrica 3x 380 – 415 V

ELECTROIMÁN EP 3

Fuerza de campo máxima 1700 kA/m

Tamaño del polo inferior 100 mm x 100 mm

Diámetro estándar del polo 92 mm

Apertura (Sin polos) 73 – 102 mm

Apertura (Con polos estándar) 0 – 63 mm

Valor nominal de carga eléctrica 3 kW

El diseño del sistema se ajusta a la norma IEC 60404-5, ASTM A977, DIN EN 10332 (antes DIN 50470). Las

mediciones posibles son las siguientes:

Medición automática de las curvas de histéresis de los materiales magnéticos.

Determinación de magnitudes magnéticas como remanencia, coercitividad, magnetización saturada, etc.

Mediciones para temperaturas de hasta 200 °C con polos de calentamiento y bobina de temperatura

ambiente.

56

Figura 23. Medidora de ciclo de histéresis PERMAGRAPH L

Para cada compacto se determina su curva de histéresis, de la cual se consiguen los valores de inducción

permanente, fuerza coercitiva y magnetización de saturación.

Antes de empezar la medición, las bases de los compactos se desbastan y pulen para evitar la rugosidad e

imperfecciones superficiales y para eliminar los posibles restos de la oxidación y el lubricante. Los valores de

las dimensiones se introducen en el PERMA software y utilizando el mismo software se estabiliza el campo

magnético del equipo para compensar el efecto de las fluctuaciones del campo. Después de la correlación de la

deriva del equipo se coloca la bobina y el compacto a medir.

57

Capítulo 5

RESULTADOS Y DISCUSIÓN

59

5 RESULTADOS Y DISCUSIÓN

5.1. Aspectos preliminares

En este capítulo se presentan los resultados experimentales obtenidos durante el transcurso del proyecto, y se

discuten los resultados obtenidos.

Para la primera parte se han realizado compactos a distintas presiones (300, 600, 900 y 1200 MPa) con aleaciones

distintas (Tabla 8), y luego estos mismos compactos se sinterizaron de manera convencional en un horno.

Tabla 8. Composición en peso de elementos para cada aleación, muestra de 100 g

ALEACIÓN Fe [g] Ni [g] Total [g]

Fe95Ni5 94.8 5.2 100

Fe65Ni35 63.2 36.8 100

Fe35Ni65 35.0 65.0 100

Fe5Ni95 4.6 95.4 100

Se hicieron ensayos magnéticos de todos los compactos y se analizó el comportamiento magnético de los

distintos materiales. También se realizó un cálculo de la porosidad por dos métodos, por medida de dimensiones

y por análisis de imagen de microscopía óptica, seleccionando algunos compactos para comparar los resultados.

5.2. Caracterización de los polvos

En este primer apartado se van a caracterizar los polvos en estado de recepción, que posteriormente formarán

los compactos que serán objeto de estudio. Esta parte es importante ya que las características de estos polvos

condicionarán los ensayos y resultados que se obtendrán de los compactos.

5.2.1 Granulometría

En este apartado vamos a analizar los resultados obtenidos de las medidas de las granulometrías obtenidas para

cada una de las aleaciones. Estos ensayos tienen por finalidad determinar en forma cuantitativa la distribución

de las partículas de acuerdo con su tamaño. Recordemos que dichas pruebas han sido realizadas con un

dispositivo Mastersizer.

60

A primera vista se puede observar como las aleaciones tienen una distribución granulométrica semejante al

hierro y níquel puro según la composición de cada aleación. La granulometría de la aleación Fe95Ni5 (Figura

29) y Fe65Ni35 (Figura 28) con su tamaño de partícula media, d(0.5), de unos 78.1 µm y 35.2 µm (Tabla 9),

respectivamente, se parece a la granulometría de hierro puro (Figura 24) con d(0.5) de unos 78.4 µm. Por otro

lado, la granulometría de la aleación Fe5Ni95 (Figura 26) y Fe35Ni65 (Figura 27) con la d(0.5) de unos 16.1 µm

y 19.3 µm, respectivamente, se parece a la granulometría de níquel puro (Figura 25) con d(0.5) de unos 12.5

µm. Además, tanto las aleaciones Fe5Ni95 y Fe35Ni65 como el níquel puro tienen la curva granulométrica en

forma del pico doble. Incluso utilizando el modo de ultrasonidos durante el ensayo de la granulometría con el

equipo de Mastersizer, se mantiene constante el pico a la derecha de la gráfica, lo que significa, que las partículas

grandes, alrededor de los 100 µm, no son aglomeraciones de muchas partículas de tamaño más pequeño como

podría ser el caso de muchas aleaciones con dos picos.

Tabla 9. Distribución del tamaño de las partículas para las distintas aleaciones

ALEACIÓN d(0.1) [µm] d(0.5) [µm] d(0.9) [µm]

Fe puro 36,02 78,42 154,68

Fe95Ni5 35,61 78,09 152,41

Fe65Ni35 13,68 35,19 121,38

Fe35Ni65 3,06 19,31 115,42

Fe5Ni95 3,28 16,07 76,38

Ni puro 2,52 12,47 105,25

Figura 24. Granulometría del Fe puro

61

Figura 25. Granulometría del Ni puro

Figura 26. Granulometría de la aleación Fe5Ni95

62



63


En la Figura 30 se pueden observar las curvas granulométricas de todas las aleaciones de hierro y níquel. En la

Figura 31 los valores d(0.1), d(0.5) y d(0.9) de todas las aleaciones de hierro y níquel.

Figura 30. Comparativa de todas las gráficas anteriormente representadas

En la Figura 31 se pueden observar los valores d(0.1), d(0.5) y d(0.9) de todas las aleaciones de hierro y níquel.

Se aprecia como aumenta el tamaño de partículas desde d(0.5) de unos 12.5 µm para níquel puro, pasando por

aleaciones con alto contenido en níquel hasta las aleaciones con alto contenido en hierro y terminando finalmente

con un valor de d(0.5) de unos 78.4 µm para hierro puro.

64

Figura 31. Comparativa del tamaño de partícula en función de la cantidad de Fe en la aleación

5.3. Compactos prensados

En este apartado se analizan los resultados obtenidos para los compactoas de aleación Fe-Ni fabricados con los

polvos en estado de recepción.

Se realizaron los compactos de las distintas aleaciones en una prensa uniaxial con muestras de polvo de 4 gramos,

y se introdujeron en una matriz cilíndrica, realizándose piezas a distintas presiones. Para la elección de las

presiones se tomó como referencia la curva de densificación de las distintas aleaciones, con la intención de

obtener muestras con distintos grados de porosidad.

Posteriormente, a estos compactos se le calculó la porosidad mediante el cálculo por dimensiones. Se escogen

las muestras prensadas y se miden sus dimensiones con un calibre, tomándose ocho medidas de su diámetro y

otras ocho de su altura, haciéndose la media de estas medidas obtenidas. Una vez se tiene el diámetro medio (d)

y la altura media (h) se pasa a calcular el volumen, que al ser una pieza cilíndrica, es el siguiente:

𝑉 = 𝜋 ×𝑑2

4× ℎ

En siguiente lugar se mide la masa (m) y se obtiene su densidad:

𝜌 =𝑚

𝑉

Finalmente, para obtener la porosidad, conocidas las densidades absolutas de las distintas aleaciones (Tabla 10),

se hace uso de la fórmula siguiente:

𝑃 = (1 −𝜌

𝜌𝑎𝑏𝑠𝑜𝑙𝑢𝑡𝑎) × 100

65

Tabla 10. Densidades absolutas de las distintas probetas

ALEACIÓN Densidad absoluta [g/cm3]

Fe puro 7.87

Fe95Ni5 7.92

Fe65Ni35 8.23

Fe35Ni65 8.53

Fe5Ni95 8.85

Ni puro 8.91

A partir de los datos recabados, se determina que la porosidad de las aleaciones para la misma presión de

compactación es parecida, ya que las curvas de compresibilidades de hierro y níquel puros son también similares

(Figura 32). Además, a medida que se aumenta la presión de compactación disminuye la porosidad, hasta casi

hacerse constante; lo cual implica una estabilización de la porosidad a partir de los 1200 MPa.

Figura 32. Curva de compresibilidad para todas las aleaciones de Fe-Ni.

A continuación, se procede a realizar los ensayos de magnetización de las piezas de cada una de las aleaciones.

Para la correcta realización de las pruebas, como se comentó en el capítulo 3, las superficies de las bases de las

muestras deben de ser lo más lisas y paralelas posibles.

5.3.1. Aleación Fe95Ni5

En la Figura 33 se observan las distintas curvas de histéresis de la polarización magnética (J) cuando se le aplica

un campo magnético (H) a esta aleación prensada a distintas presiones, observándose la zona de remanencia (Br)

y coercitividad (Hc).

30

40

50

60

70

80

90

100

0 200 400 600 800 1000 1200

Den

sid

ad r

elat

iva

[%]

Presión [MPa]

Fe WPL200 Ni

Fe95Ni5 Fe5Ni95

Fe65Ni35 Fe35Ni65

66

A medida que la presión de compactación disminuye, también decrece la remanencia.

La remanencia es la capacidad de un material para retener el magnetismo que le ha sido inducido, es decir, la

magnetización que persiste en un material después de que se retire el campo magnético externo. Es un parámetro

que es deseable que sea grande tanto en los materiales magnéticos duros como en los blandos. Por otra parte, la

coercitividad es deseable que sea lo más alta posible para los materiales magnéticos duros y lo más baja posible

para los blandos.

Se puede observar como la coercitividad es prácticamente constante para todas las presiones de compactación

distintas.

La coercitividad es la intensidad del campo magnético que se debe aplicar a ese material para reducir su

magnetización a cero después de que la muestra haya sido magnetizada hasta el punto de saturación. En otras

palabras, la coercitividad mide la resistencia de un material a ser desmagnetizado.


antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad

En la Figura 35 se muestran las distintas curvas de histéresis de la inducción magnética (B) cuando se le aplica

un campo magnético. Para el cálculo de esta gráfica se hace uso de la siguiente ecuación:

𝐵 = 𝐽 + 𝜇𝑜𝐻

67


de compactación antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad.

Figura 35. Curvas de histéresis B-J de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de compactación.

Zona de remanencia y coercitividad.

68

Como se observa en esta gráfica, al tener un valor bajo del campo magnético aplicado, la curva de histéresis B-

H es prácticamente igual a la observada en el caso anterior.

Sin embargo, al centrarse en los valores altos de H, se obtiene la gráfica de la Figura 36, donde se observa la

curva J-H, y la de la Figura 37, donde se tiene la curva de histéresis B-H.

Se observa como la zona de saturación es diferente para ambas gráficas. En la primera se observa cómo se

mantienen paralelas al eje horizontal, mientras que en la segunda las líneas de saturación se inclinan hacia arriba.

El motivo a esto es debido a la ecuación de la inducción magnética; a valores bajos de H la suma es despreciable

frente a la polarización magnética (J), mientras que conforme aumenta el valor de H el segundo sumando de la

ecuación va aumentando y se hace apreciable en la inducción magnética (B), dando origen a la inclinación de

las curvas.


Zona de saturación.

69

Figura 37. Curvas de histéresis B-H de aleación Fe95Ni5 prensado a diferentes presiones de compactación.


70


En la Figura 38 se representan las distintas curvas de histéresis J-H de esta aleación prensada a distintas presiones

observándose la zona de remanencia y coercitividad.

En la Figura 39 se observa una comparativa de las curvas de magnetización de la aleación en cuestión para

diferentes valores de presiones, donde se observa, al igual que en la aleación anterior, muy poca diferencia en

cuanto a los valores de coercitividad.

Como ocurría para la aleación anterior, a medida que presión disminuye también decrece la remanencia y se

puede observar como la coercitividad es prácticamente constante para todas las presiones de compactación.


antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad.

Finalmente, en la Figura 40 se dispone de las curvas de histéresis J-H y B-H para altos valores del campo

magnético, respectivamente.

Al igual que la aleación anterior, las curvas de histéresis J-H son paralelas al eje horizontal en la zona de

saturación mientras que en las B-H tienen una inclinación en esta zona. Cabe mencionar, a diferencia de la

aleación anterior, cómo las curvas en la zona de saturación a presiones altas (900 y 1200 MPa) se acercan.

71

Figura 39. Comparación de las curvas de histéresis J-H de aleación Fe65Ni35 prensado a diferentes

presiones de compactación antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad.



72


La Figura 41 representa las curvas J-H para bajos valores de H. Se puede observar como la gráfica es similar a

las de las dos aleaciones anteriores. En la Figura 42 se observa una comparativa.

A continuación, en la Figura 43 se representan las curvas J-H para altos valores de H.


antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad

73

Figura 42. Comparación de las curvas de histéresis J-H de aleación Fe35Ni65 prensado a diferentes

presiones de compactación antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad.



74


La Figura 44 representa las curvas J-H para bajos valores de H. Se puede observar como la gráfica es similar a

las de las dos aleaciones anteriores. En la Figura 45 se observa una comparativa.

A continuación, en la Figura 46 se representan las curvas J-H para altos valores de H.


antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad.

75


de compactación antes de la sinterización (en verde). Zona de remanencia y coercitividad.



76

5.4. Compactos sinterizados

Tras finalizar los ensayos con las muestras en verde, se procede a sinterizar las muestras en un horno

convencional con vacío, para comparar las propiedades magnéticas antes y después de la sinterización. En la

Figura 47 se muestra el ciclo de sinterización que han seguido todas las aleaciones. Como en su mayoría están

formadas por hierro y níquel se ha elegido un ciclo que sea menor que la temperatura de fusión menor, en este

caso el níquel.

5.4.1. Programa de sinterización

El programa consiste en calentar desde la temperatura ambiente hasta los 900 ºC a una velocidad de 10 ºC/min,

una vez en esa temperatura, se incrementa en 45 ºC a 5ºC/min. Finalmente, se mantiene la temperatura durante

una hora, o se eleva la temperatura muy lentamente a 1 ºC/min hasta llegar a los 950 ºC, para después, extraer

los compactos cuando se hayan enfriado hasta los 200 ºC como mínimo

Recordamos que el programa de control del horno de alto vacío se encuentra en el capítulo 4.

Figura 47. Programa de sinterización que ha seguido el horno.

5.4.2. Caracterización de los compactos sinterizados

Tras la sinterización en el horno, se puede observar cómo los compactos pasaron de tener un aspecto ennegrecido

debido al color de los polvos en estado de recepción, a tener un aspecto metálico brillante. Posteriormente se

calculó la porosidad siguiendo el método explicado anteriormente (cálculo por dimensiones), y se pudo

comprobar cómo las dimensiones de todas las probetas de las distintas aleaciones habían variado (Figura 48,

Figura 49, Figura 50, Figura 51 y Figura 52).

77


sinterizados, en trazo discontinuo están representados los compactos prensados.



78





79

Figura 52. Comparativa de la variación en volumen de todas las aleaciones. En trazo continuo están

representados los compactos sinterizados, en trazo discontinuo están representados los compactos prensados.

80


En la Figura 53 se tienen las curvas de histéresis J-H para distintas presiones y para bajos valores de H tras su

sinterización en el horno. Se observa como la remanencia sigue disminuyendo conforme decrece la presión del

prensado y la coercitividad es prácticamente constante para las diferentes presiones. En la Figura 54 se puede

ver la comparativa entre las curvas para las diferentes presiones.


sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad

Cabe destacar como ahora el ciclo de histéresis de las curvas se ha estrechado, disminuyendo la coercitividad,

comparándolo con los de los compactos en verde.

Posteriormente podemos observar en la Figura 55 las curvas J-H para altos valores de H. Se observa como la

zona de saturación es diferente para ambas gráficas, como ocurría con las gráficas de los compactos en verde,

siendo paralelas a la horizontal en la zona de saturación.

81


de compactación y sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad


sinterizado. Zona de saturación

82


Para esta aleación, tenemos las curvas J-H tanto para valores bajos (Figura 56 y Figura 57) como altos de H

(Figura 58). A altas presiones de compactación, las curvas son prácticamente iguales en su zona de saturación.



83

Figura 57. Comparativa de las curvas de histéresis J-H de aleación Fe65Ni35 prensado a diferentes

presiones de compactación y sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad



84




Análogamente a la aleación anterior, tenemos en la Figura 59 y Figura 60 la gráfica de las curvas J-H para bajos

valores del campo magnético aplicado. En la Figura 61 podemos observar la curva J-H para altos valores de H.

85

Figura 60. Comparativa de las curvas de histéresis J-H de aleación Fe35Ni65 prensado a diferentes

presiones de compactación y sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad



86




87


de compactación y sinterizado. Zona de remanencia y coercitividad



88

5.4.7. Porosidad

En las muestras sinterizadas se ha dado una disminución de su porosidad respecto a las mismas muestras

compactadas en verde. En las aleaciones que están compuestas en su mayoría por Ni, cuando las muestras se

prensan tienen una porosidad alta debido al carácter de este elemento, ya que su densidad está alejada de la

teórica, por lo que al introducir las muestras compactadas en el horno estas tienen más espacio para poder

contraerse, lo que explica los cambios físicos en sus dimensiones observadas tras retirar las muestras del horno.

Cabe mencionar cómo aumenta la porosidad a partir de los 900 MPa. Esto tiene una explicación. Como se

deduce de las curvas de densificación realizadas, a partir de 900 MPa la densidad relativa de las aleaciones era

prácticamente constante, lo que quería decir que por mucha presión que se quiera aplicar, a partir de una presión

concreta apenas se iba a experimentar variación alguna de la densidad relativa final, lo que significaba que el

nivel de espacio dentro de la probeta era mínimo.

Al introducir los compactos en un horno, aquello que provoca esta falta de espacio es que al producirse la

densificación de las partículas para unirse unas con otras, se forman microgrietas como consecuencia de la

presión ejercida en el interior del compacto por la falta de espacio. Esto provoca que aumenten sus dimensiones

a la hora de medirlas y su posterior aumento de porosidad.

Para completar los resultados de porosidad se realizó un análisis de imágen de algunas muestras elegidas,

examinando su superficie preparada metalográficamente bajo un microscopio óptico, para estudiar la relación

entre la superficie correspondiente a los poros respecto a la superficie total. Es por ello que se necesita una

superficie debidamente lijada y pulida como se explicó en el capítulo 4.

Los datos obtenidos son distintos para una misma probeta si se comparan con los obtenidos por otros métodos.

Esto es debido a que al realizar el análisis de imagen (Figura 65 (a) y Figura 65 (b)) se cometen errores, debido

a la elección de distintos niveles de oscuridad alrededor de los poros, lo que provoca que distintos niveles de

grises puedan tomarse como poros, o no ser tenidos en cuenta, y además, sólo se realiza un número determinado

de micrografías, lo que hace que los cálculos obtenidos se extrapolen al resto de la probeta, provocando dicho

error.

Figura 65. Micrografía antes y después de la medidad e la porosidad con el software de análisis de imagen,

x200

La medición de la porosidad se realizó en dos pasos. En primer lugar, la superficie de los cuerpos compactados

se estudió en el microscopio y se tomaron micrografías de las superficies. Luego, con el software de análisis de

imagen se analizaron las fotografías.

En un primer momento, el usuario tenía que elegir qué contraste de color gris se deseaba considerar como

porosidad. A continuación, el software cuantifica las porosidades (en rojo en la Figura 65) y la proporción de

cada uno en comparación con la superficie.

Por último, los datos se exportaron a un script de Matlab donde se volcaron las medidas porosidad para obtener

una porosidad global.

89

En el siguiente apartado se muestran las micrografías que se han realizado en este proyecto, donde se observa

una selección a diferentes aumentos de varias de las aleaciones estudiadas.

Para poder observar al microscopio óptico los diferentes granos de la microestructura, se ha empleado por una

parte un reactivo formado por 5 mg de CuSO4, 25 mg de HCl y 25 mL de H2O; y por otra, otro reactivo formado

por 20 mg de (NH4)2S2O8 y 30 mL H2O sobre otra muestra del mismo material pero compactado a una presión

diferente.

Como podemos observar en la Figura 66, uno y otro reactivo han tenido el mismo efecto sobre la probeta.

Ambos reactivos estaban indicados para atacar el níquel, pero en vez de eso han atacado al hierro, que son las

zonas negras que podemos ver en las figuras, y no han hecho efecto sobre el níquel, que es la zona blanca. Esto

es debido a que el hierro es bastante más susceptible a la corrosión que el níquel.

Figura 66. Micrografía atacada por CuSO4, HCl y H2O (izquierda); Micrografía atacada por (NH4)2S2O8 y

H2O (derecha), x100

5.5. Discusión

En este apartado se hará una comparación de los resultados obtenidos entre los compactos en verde y los

sinterizados. También se compararán las distintas aleaciones sinterizadas con el fin de determinar variaciones

en la remanencia y la coercitividad, para así poder establecer una mejora de dichas propiedades en aleaciones

hierro-níquel.

5.5.1. Curvas de Magnetización. Zonas de saturación.

En la Figura 67 y la Figura 68, se puede observar una comparativa general donde se aprecian las curvas de

magnetización de todos los compactos, en primer lugar en estado verde (únicamente compactación), y en

segundo lugar en estado sinterizado (compactación más sinterización). En verde se encuentra la aleación

Fe95Ni5, en azul la aleación Fe65Ni35, en magenta la aleación Fe35Ni65, y por último en rojo la aleación

Fe5Ni95. Cabe mencionar que, en estas comparativas se incluyen las curvas de todas las aleaciones, lo que

supone un total de dieciséis curvas por gráfico, debido a que para cada aleación hay cuatro presiones de

compactación.

Las comparativas en cada estado para cada aleación se pueden ver más claramente en los apartados 5.3 y 5.4.

A continuación (Figura 69, Figura 70, Figura 71, Figura 72) se muestran cuatro figuras que contienen a su vez

cuatro subfiguras donde se puede apreciar la evolución que han experimentado las curvas de magnetización

entre los estados pre y post sinterizado. En verde se encuentra la aleación Fe95Ni5, en azul la aleación Fe65Ni35,

en magenta la aleación Fe35Ni65, y por último en rojo la aleación Fe5Ni95. En las figuras, con trazo discontinuo

se marca el estado “verde”, y con trazo continuo el estado “sinterizado”.

90

Figura 67. Comparativa general de las curvas de magnetización de los compactos en verde

Figura 68. Comparativa general de las curvas de magnetización de los compactos sinterizados

91

Figura 69. Comparativa de las curvas de magnetización para los compactos en verde y sinterizados,

ordenados por presiones de prensado. Aleación Fe95Ni5. En trazo discontinuo estado verde, en trazo

contínuo estado sinterizado.




92







93

5.5.2. Coercitividad

A continuación se presentan cuatro gráficas (Figura 73, Figura 74, Figura 75, Figura 76) en las que se aprecian

en trazos discontinuos los valores de la coercitividad de cada aleación en cuestión en estado anterior a la

sinterización. Para el estado después de la sinterización, dichos valores se representan en las mismas gráficas,

pero con trazo continuo. Se han situado círculos rojos que sirven para marcar los datos que se han obtenido en

el laboratorio, ya que las líneas azules no representan más que una interpolación lineal.



sinterizado.



sinterizado.



94

sinterizado.



sinterizado.

Las siguientes figuras representan una comparación de las coercitividades de los compactos en verde y

sinterizados, Figura 77 y Figura 78 respectivamente. Dichas gráficas han sido elaboradas a partir de los mismos

datos usados para elaborar las cuatro gráficas anteriores.


aplicada para los estados verde.

Se puede apreciar una ligera tendencia creciente en las coercitividades de las aleaciones en verde a medida que

se aumenta la presión de compactación, a excepcion de la aleación Fe5Ni95 que presenta una tendencia

ligeramente decreciente.

Tras la sinterización, probablemente a causa de las microfisuras originadas en el interior de las probetas

95

(anteriormente explicado), se observa una tendencia decreciente de las coercitividades a medida que aumenta la

presión de compactación. No siento así para la aleación Fe35Ni65, que alcanza su máximo valor de coercitividad

para la presión de 300 MPa. Este hecho se debe probablemente a un major acomodamiento de los elementos de

aleación gracias a su proporción.


aplicada para los estados sinterizados.

5.5.3. Remanencia

Análogamente al caso anterior, ahora se presentan cuatro gráficas (Figura 79, Figura 80, Figura 81, Figura 82)

en las que se aprecian en trazos discontinuos los valores de la remanencia de cada aleación en cuestión en estado

anterior a la sinterización. Para el estado después de la sinterización, dichos valores se representan en las mismas

gráficas, pero con trazo continuo. Se han situado círculos rojos que sirven para marcar los datos que se han

obtenido en el laboratorio, ya que las líneas azules no representan más que una interpolación lineal.

Las siguientes figuras representan una comparación de las remanencias de los compactos en verde y sinterizados,

Figura 83 y Figura 84 respectivamente. Dichas gráficas han sido elaboradas a partir de los mismos datos usados

para elaborar las cuatro gráficas anteriores.

96

Figura 79. Comparativa entre la remanencia según la presión de compactación aplicada para los estados


sinterizado.



sinterizado.



sinterizado.

97



sinterizado.


aplicada para los estados verde.

98


aplicada para los estados sinterizados.

99

Capítulo 6

CONCLUSIONES

101

6 CONCLUSIONES

Este estudio ha presentado la evolución de algunas de las propiedades magnéticas de las aleaciones

compuestas por níquel y hierro. Su objetivo principal ha sido analizar concretamente las propiedades de

coercitividad y remanencia, para así poder establecer una mejora de las mismas en las aleaciones con hierro

y níquel.

A continuación se muestran unas conclusiones generales de los resultados obtenidos, las cuales se

particularizarán posteriormente:

1. Cuando se sinterizan, las aleaciones pierden en dureza ferromagnética.

2. Las aleaciones con más hierro tienen valores de remanencia más elevados que las que tienen más

níquel, no siendo así con los valores de coercitividad, que se encuentra más estabilizada ante éste

parámetro.

3. Cuando la presión de compactación aumenta, el valor de remanencia aumenta también. Éste

aumento es más acusado en las aleaciones con más contenido en hierro.

4. La magnetización de saturación aumenta con la presión de compactación, cuando más hierro existe

en la aleación y cuando se sinterizan las aleaciones.

5. La coercitividad aumenta con la tasa de níquel en las aleaciones hasta un punto determinado, y al

alcanzarlo comienza a decrecer.

6. La coercitividad disminuye cuando se sinterizan aleaciones.

7. La coercitividad se mantiene aproximadamente constante cuando la presión evoluciona.

8. La porosidad de las aleaciones disminuye cuando la presión de la compactación aumenta.

9. La porosidad disminuye después de la sinterización.

Respecto a las propiedades magnéticas generales de los compactos, podemos comprobar que los compactos

sinterizados tienen curvas de histéresis que tienden a la verticalidad en comparación con los compactos

prensados. Esta tendencia se traduce en que el material se hace magnéticamente más blando.

La zona de saturación más alta se sitúa en todo caso en los compactos sinterizados.

La remanencia de mayor valor se encuentra en los compactos sinterizados.

En cuanto a la coercitividad, en términos generales, los compactos prensados tienen el valor más alto de

coercitividad.

102

Si analizamos las aleaciones en particular, se observa que a medida que se aumenta en contenido en hierro

de las aleaciones, se obtienen mayores valores de coercitividad en el estado prensado. En los compactos

sinterizados, ésta variación no es tan acusada.

Atendiendo a los resultados experimentales, el contenido de níquel en las aleaciones contribuye al aumento

de la coercitividad de las aleaciones prensadas.

Se puede afirmar que los valores de coercitividad son mayores en compactos prensados que en compactos

sinterizados.

De las aleaciones sinterizadas, la Fe35Ni65 prensada a 900 MPa, es la que presenta un mayor valor de

coercitividad: 3.22 kA/m.

De las aleaciones sinterizadas, la Fe35Ni65 prensada a 600 MPa, es la que presenta un mayor valor de

remanencia: 0.314 T.

Sin tener en cuenta factores económicos, se conseguiría una optimización de la coercitividad y remanencia

con la aleación Fe35Ni65 prensada a una presión de entre 600 y 900 MPa (según interese en mayor medida

la coercitividad o la remanencia), sinterizada según el programa del capítulo 4.

103

BIBLIOGRAFÍA

105

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