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E.T.S. de Ingenieros de Caminos, Canales y PuertosUNIVERSIDAD POLITÉCNICA DE MADRID

Microestructura y propiedades

mecánicas del SiC biomórfico

Trabajo de Investigación Tutelado

Alumno: Marina Presas Mata

Programa: Diseño Avanzado de Estructuras. Fundamentos y Aplicaciones

Código: 41000573 (Propiedades mecánicas de materiales Compuestos)

Curso: 2003-2004

1. INTRODUCCIÓN 1

CAPÍTULO 1

Introducción 1.1 Planteamiento del problema

El carburo de silicio (SiC) es un material relativamente nuevo (fue descubierto y fabricado por

primera vez hace unos cien años). En la actualidad es apreciado como un material especialmente

adecuado para aplicaciones estructurales, donde las propiedades fundamentalmente valoradas

son: la dureza (próxima a la del diamante), la resistencia a altas temperaturas, una alta

conductividad térmica, un bajo coeficiente de expansión térmica y una buena resistencia al

desgaste y a la abrasión. Por otra parte, su carácter semiconductor, su capacidad de soportar altas

temperaturas sin que se degraden sus propiedades mecánicas, y su baja densidad hacen de él un

claro candidato a sustituir al silicio y al galio en aplicaciones de tipo electrónico (diodos,

transistores y circuitos integrados). Además, su conductividad térmica es tres veces superior a la

del silicio y diez veces superior a la del galio.

1. INTRODUCCIÓN 2

En la actualidad, han sido reconocidas alrededor de 140 variaciones microestructurales del

SiC, cada una asociada con ciertos parámetros de formación del mismo, y que dan lugar a

diferencias sutiles en sus propiedades.

Las propiedades de este material cerámico, y de los materiales compuestos de matriz SiC,

hacen que se usen en la actualidad en multitud de aplicaciones: componentes de turbinas;

industria de la automoción; blindajes y armaduras; aplicaciones como semiconductor; piezas

resistentes a la corrosión; tubos entre intercambiadores de calor; válvulas y asientos de válvulas;

componentes para alta temperatura como vigas, postes y rodillos; componentes de válvulas

redondas; intercambiadores de calor; frenos; equipamiento de fundición;…

Debido a las grandes ventajas que ofrece el SiC se han desarrollado tradicionalmente varios

métodos para la obtención del mismo. Entre estos métodos destacan: deposición química en fase

vapor (CVD), compactado por reacción (Reaction Bonded SiC), sinterizado, sinterizado en

caliente con presión, síntesis autopropagada a alta temperatura (SHS) y formación a partir de

espumas poliméricas. Veamos sus principales características:

• La deposición química en fase vapor (CVD) es un proceso en el cual agentes químicos

en fase vapor reaccionan con una superficie caliente (usualmente grafito) para formar

un material sólido cristalino. El proceso es relativamente lento, pero da lugar a un SiC

de densidad 100% y alta pureza (99.995%). La extrema dureza y baja porosidad del

CVD-SiC hace que se puedan conseguir superficies de baja rugosidad. Asimismo, esta

dureza hace que el desvastado y mecanizado del material obtenido sean lentos y

difíciles hasta conseguir formas adecuadas a los usos finales.

• El compactado por reacción es un proceso de moldeado en el cual se mezcla polvo de

SiC con agua y agentes ligantes para obtener una suspensión de partículas insolubles.

Esta suspensión se moldea en el recipiente adecuado a la forma final deseada y a

continuación se seca en frío para eliminar el agua. El producto obtenido se sinteriza

para formar una estructura porosa de SiC. A continuación, en un proceso a alta

temperatura, se introduce silicio en la estructura porosa y se obtiene una estructura de

1. INTRODUCCIÓN 3

densidad 100%, que consiste en una red de carburo de silicio con regiones aisladas de

silicio libre (10-30%). En el proceso de compactado por reacción el material sufre una

contracción de menos del 0.5%.

• El sinterizado del SiC se realiza a partir de partículas de tamaño inferior a la micra, que

son sometidas a temperaturas del orden de 2500 oC. El boro y el carbono se usan como

catalizadores de la reacción, para mejorar la densificación durante el sinterizado. La

microestructura resultante está formada predominantemente por SiC con una pequeña

cantidad de carbono libre residual y B4C, como remanentes de los catalizadores de la

reacción. La densidad final resultante es aproximadamente un 98% de la densidad del

SiC puro. Las propiedades mecánicas y térmicas dependen del proceso.

• El sinterizado en caliente usa alta presión y alta temperatura para sinterizar SiC a partir

de polvos, de tamaño inferior a la micra. Este proceso alcanza casi la densificación

total. Las propiedades mecánicas y térmicas son dependientes del proceso, pero muy

parecidas a las del SiC obtenido mediante CVD. La contracción del material a lo largo

del proceso puede ser hasta de un 20%.

• La síntesis autopropagada a alta temperatura (shs), comúnmente llamada síntesis por

combustión, ha sido objeto de gran atención como método alternativo para fabricar

materiales cerámicos. Se sintetizan polvos cerámicos, a través de una reacción

autopropagada después de un inicio local de la misma. En la reacción típica de síntesis

por combustión los reactivos mezclados (en polvo) se presionan para formar bolas de

una cierta densidad. A continuación se llevan a la temperatura de ignición localmente

en un punto, o bien calentando toda la bola (modo de combustión simultánea),

produciéndose una reacción fuertemente exotérmica que da lugar a la síntesis del

material. Este proceso, comparado con otros métodos convencionales de

procesamiento de cerámicos, tiene una serie de ventajas:

La alta temperatura de la reacción puede volatilizar las impurezas de bajo punto de

evaporación y, por consiguiente, se obtiene un producto final de alta pureza.

1. INTRODUCCIÓN 4

La naturaleza exotérmica de la reacción SHS supone un ahorro económico por la

facilidad del proceso y del equipamiento necesario.

El tiempo de reacción es relativamente corto y hace que los costes de

procesamiento y operación sean relativamente bajos.

El producto final puede ser sintetizado y consolidado en un solo paso, utilizando la

energía química de los reactivos.

• Un modo de obtención del SiC desarrollado recientemente es el que toma como

material de partida espumas poliméricas. Con este método de fabricación se pretende

aprovechar las propiedades mecánicas que van unidas a la microestructura de las

espumas. Se parte de una espuma que se piroliza y se obtiene una matriz de carbono

vítreo reticulado que tiene propiedades térmicas y mecánicas interesantes. A

continuación se usa el proceso de infiltración de vapor para fabricar la espuma final de

SiC. Se pueden obtener SiC finales optimizados, en cuanto a dureza, resistencia,

conductividad térmica, superficie activa y permeabilidad a la reacción con el gas

infiltrado durante el proceso, variando la microestructura de la espuma inicial.

Estos métodos tradicionales de obtención del SiC presentan una serie de desventajas de tipo

económico y medioambiental. Los métodos de fabricación a alta presión y de sinterizado suponen

un gran consumo energético. Por otra parte, las técnicas de CVD y pirólisis de polímeros generan

residuos líquidos y gaseosos que deben ser eliminados, ya que son contaminantes.

Uno de los grandes inconvenientes de los métodos tradicionales citados es el elevado coste de

producción y mecanizado del material. Esto hace que en la actualidad el uso del SiC quede

restringido a aquellas aplicaciones en las que el valor añadido del producto final es alto, o donde

no hay otra alternativa.

Debido a las desventajas expuestas anteriormente ha habido en las últimas décadas un intenso

trabajo en el desarrollo de nuevas vías de producción del SiC. El método de pirólisis de polímeros

para la obtención del SiC comenzó a usarse a principios de los años 90. Esto llevó a considerar de

forma inmediata como “preformas” piezas de carbón obtenidas a partir de pirólisis controlada de

1. INTRODUCCIÓN 5

maderas, dando lugar a las denominadas maderas cerámicas. A esta nueva familia de materiales

se la ha venido denominando SiC biomórfico o bio-SiC. Este tipo de materiales poseen el

atractivo de mimetizar la estructura jerarquizada de la madera de partida. Esta mimetización es

muy ventajosa en relación con las propiedades mecánicas del SiC final, al conservarse la

estructura fibrosa de la madera. Además existe una gran disponibilidad de distintos tipos de

madera para la obtención de distintas microestructuras y densidades finales de SiC biomórfico.

Aunque esta mimetización de la microestructura, que dote de unas buenas propiedades mecánicas

al material final, podría conseguirse parcialmente con la pirólisis de polímeros, este nuevo

método de fabricación aporta otros puntos ventajosos con respecto a los tradicionales. Las

principales ventajas adicionales de este nuevo método de fabricación son las siguientes:

El coste del proceso de fabricación es muy bajo, tanto por el proceso en sí mismo

como por la materia prima empleada. Esto permitiría el uso generalizado del SiC en

aplicaciones potenciales donde el coste es un factor decisivo.

Se consigue un aumento significativo de las velocidades de síntesis, al usar una

estructura con porosidad abierta.

Se pueden fabricar piezas con formas variadas y complejas, adecuadas al uso que se

quiera dar al producto final. Esto no supone un gran coste económico ni de tiempo,

puesto que sólo se requiere el mecanizado de la madera carbonizada.

Es un método de fabricación que es ecológico. Los únicos residuos que se producen

son biodegradables, y no deben ser eliminados como ocurría con otros métodos

tradicionales.

En los últimos años se ha investigado bastante para caracterizar y mejorar el proceso de

fabricación de este nuevo tipo de materiales biomórficos [1-6]. El proceso de fabricación del SiC

biomórfico, que se explicará en profundidad en el presente trabajo, incluye una pirólisis

controlada de la madera a 1000 oC. Esta pirólisis da como resultado una “preforma” de carbón,

fácilmente mecanizable, en la que se inyecta silicio líquido a 1550 oC en vacío. El silicio fundido

penetra en la preforma por capilaridad, teniendo lugar una reacción espontánea y de carácter

fuertemente exotérmico. El producto final obtenido es un material compuesto de matriz SiC con

1. INTRODUCCIÓN 6

una pequeña cantidad de silicio residual que rellena algunos canales de savia de la madera de

partida.

1.2 Objetivos

El principal objetivo de este trabajo de investigación es caracterizar mecánicamente el SiC

biomórfico obtenido a partir de tres maderas de microestructuras diferentes: eucalipto, haya y

pino blanco. Se realiza un estudio del comportamiento mecánico de estos tres tipos de SiC

biomórfico (de alta, media y baja densidad) analizando el comportamiento en compresión, la

resistencia a flexión, la tenacidad de fractura y el módulo de elasticidad para cada material en

función de la temperatura (entre 25 oC y 1350 oC). Asimismo se estudian los micromecanismos

de degradación de los materiales con ayuda de técnicas de microscopía electrónica de barrido

(MEB) para correlacionarlos con la evolución de las propiedades mecánicas analizadas.

Con todo esto se pretende determinar de qué manera influye la microestructura precursora, así

como la presencia de silicio y carbono residual, en el comportamiento mecánico y modos de

rotura del SiC biomórfico resultante.

1.3 Organización de la memoria, notación y fundamentos teóricos

del trabajo.

En la presente memoria del trabajo de investigación se aborda la descripción de los materiales

biomórficos en el capítulo 2. Esta descripción incluye una explicación detallada del proceso de

fabricación de los mismos. En el capítulo 3 se describen, en detalle, todos los procedimientos

experimentales que se han usado para caracterizar totalmente los materiales del proyecto de

investigación y predecir sus mecanismos de rotura. En el capítulo 4 se analizan los resultados

obtenidos de los distintos tipos de ensayos y se sacan las conclusiones acerca de las

características mecánicas del SiC biomórfico. La memoria finaliza en el capítulo 5 con las

1. INTRODUCCIÓN 7

conclusiones respecto a este tipo de materiales y las posibles líneas de trabajo futuro en relación a

los mismos.

A fin de centrar las características del material que se va a estudiar a continuación se describe

en detalle la microestructura de la madera, sus características fundamentales así como sus

condiciones de crecimiento. Las direcciones de crecimiento determinan la microestructura de la

madera y serán las que se considerarán a lo largo de la memoria para designar los cortes del SiC

biomórfico obtenido a partir de madera. Esta explicación de la estructura de la madera es

necesaria para llegar a comprender en profundidad la estructura final del SiC biomórfico.

La madera es un material celular, es decir, posee una red interconectada de celdas, cuyas

paredes encierran el espacio de los poros. Es el material estructural más antiguo, pero en la

actualidad sigue siendo todavía el más usado, al menos en volumen. Hoy en día, la producción

mundial de madera es del mismo orden que la de hierro y acero: 109 toneladas/año. Gran parte de

esta cantidad de madera producida anualmente es usada con fines estructurales. Es este caso las

propiedades de la misma que interesan al diseñador son los módulos de resistencia, la resistencia

a compresión y la tenacidad. En general, las propiedades mecánicas de la madera presentan una

excelente relación peso/resistencia, basada en microestructuras que son el resultado de millones

de años de proceso evolutivo. Estas propiedades varían mucho de una madera a otra, hasta un

orden de magnitud. Por otra parte, la madera puede también ser muy anisótropa. Algunas

especies de madera son hasta 50 veces más resistentes cuando son cargadas en la dirección

paralela a los canales de savia que en la dirección perpendicular a ésta. Las propiedades

mecánicas de cada tipo de madera dependen fundamentalmente de las propiedades del material

de las celdas, de la densidad de la misma y de la forma y tamaño de las celdas.

Las maderas se clasifican en maderas duras y maderas blandas según el tipo de estructura

interna que tengan. La madera de los árboles de hoja caduca se llama madera dura. Son ejemplos

de madera dura: el aliso, el fresno, el castaño, el haya roja y blanca, el roble, el arce, el olmo, el

boj, el palisandro… La de los árboles de hoja perenne (coníferas) se llama madera blanda. Son

ejemplos de madera blanda: el pino, el cedro, el tejo, el ciprés, el abeto blanco y el rojo... La

microestructura de las maderas duras y de las maderas blandas es distinta, aunque su resistencia

1. INTRODUCCIÓN 8

mecánica no depende de que el tipo de madera sea duro o blando sino fundamentalmente de la

densidad de la misma.

Dirección longitudinal

Dirección tangencial

Dirección radial

Fig. 1.1. Estructura de la madera: zonas del tronco y planos de simetría de la madera.

En la Figura 1.1 se ilustra lo que se explica a continuación en relación con la estructura de la

madera, así como las distintas zonas que se suelen diferenciar dentro del tronco de la misma. Si

se corta una muestra a cierta distancia del centro del tronco del árbol, puede despreciarse la

curvatura de los anillos de crecimiento de la madera. Así puede verse que la madera tiene tres

planos de simetría ortogonales: el radial, el tangencial y el axial (o longitudinal), determinados

por las condiciones de crecimiento del árbol. De este modo, las propiedades de la madera son

ortotrópicas.

Los anillos de la madera se derivan del crecimiento radial del tronco debido a la actividad del

cambium (tejido, denominado meristemo, joven o embrionario que se halla en los lugares de

crecimiento de la planta y está formado por células que se dividen continuamente para originar

otros tejidos). El cambium da lugar al crecimiento leñoso del xilema (hacia el interior) y del

floema (hacia afuera). El floema activo es una delgada capa de células, aquella que más

1. INTRODUCCIÓN 9

recientemente se ha diferenciado del cambium, y cumple funciones de transporte de asimilados

orgánicos provenientes de la actividad fotosintética (savia elaborada). El xilema (leño) se divide

en albura y el leño central llamado duramen. La albura es fisiológicamente activa en la

acumulación de reservas y en el movimiento de agua y minerales desde las raíces hasta la copa

(savia bruta). El duramen está formando por células muertas y sus principales componentes

químicos de la madera son la celulosa y la lignina. La Figura 1.2. muestra lo anteriormente

descrito.

Fig. 1.2. Zonas del tronco de la madera. Corte transversal. A=Cambium; B=Corteza interna;

C=Corteza externa; D=Albura, E=Duramen.

La dureza y la resistencia mecánicas de la madera son mayores a lo largo del eje longitudinal

(en la dirección paralela al tronco del árbol) por ser la dirección de crecimiento del mismo y la

que más debe resistir para el crecimiento del árbol. En las direcciones radial y tangencial la

1. INTRODUCCIÓN 10

dureza y la resistencia mecánicas son entre 1/2 y 1/20 menores, dependiendo de las especies de

árboles.

A escala submilimétrica la madera es un material celular. Tres características son importantes

en la microestructura de la madera:

a) Las celdas alargadas que componen la mayor parte de la madera, llamadas traqueidas

en las maderas blandas y fibras en las maderas duras.

b) Los rayos, hechos de agrupaciones radiales de celdas de parénquima (pequeñas y

rectangulares).

c) Los canales de savia, que son celdas alargadas con paredes delgadas y grandes

espacios vacíos, que conducen este fluido de la raíz a la parte de arriba del árbol.

Hay diferencias estructurales importantes entre maderas blandas y maderas duras. Los rayos

en las maderas blandas son estrechos y se extienden sólo unas pocas celdas en la dirección axial.

Mientras, en las maderas duras son más anchos y se extienden cientos de celdas en la dirección

axial. En las maderas blandas los canales de savia constituyen menos del 3% del volumen, los

elementos extraídos del suelo se transportan de célula a célula, mientras que en las maderas duras

pueden llegar a ser el 55 % del volumen total. Los anillos de crecimiento en las maderas blandas

están constituidos por bandas circunferenciales alternas de traqueidas de paredes finas y gruesas.

Por otra parte, en las maderas duras estos anillos están caracterizados por tener bandas de canales

de savia de pequeño o gran diámetro. Las maderas duras con porosidad difusa (los anillos de

crecimiento radiales contienen vasos grandes en el plano radial) tienen una distribución

homogénea de canales de savia del mismo tamaño, y no presentan ningún anillo de crecimiento

radial característico a escala microscópica.

En las Figuras 1.3, 1.4 y 1.5 se muestran dos tipos de microestructura de madera blanda, dura

de porosidad difusa y de porosidad en anillos respectivamente, y se pueden observar las

diferencias que se describen en el párrafo anterior.

1. INTRODUCCIÓN 11

CANALES DE RESINA

TRAQUEIDAS RAYOS

Fig. 1.3. Microestructura de madera blanda. La mayoría de las celdas son traqueidas

longitudinales. No existen canales de savia, dándose una distribución monomodal de poros en el

plano transversal. La transición en el tamaño de los poros se debe a las fases de crecimiento de

la madera.

1. INTRODUCCIÓN 12

A menor escala (del orden de micras) la madera es un material compuesto reforzado con

fibras. Las paredes de las celdas están compuestas de fibras de celulosa cristalina embebida en

una matriz de amorfa de hemicelulosa y lignina, parecida a las paredes de los compuestos como

los de fibra de vidrio de las raquetas de tenis. La capa de fibras de celulosa de la pared es

complicada pero importante porque proporciona parte de la anisotropía a la madera (la diferencia

de propiedades a lo largo y a través del grano). Otra contribución a la anisotropía de la madera es

proporcionada por la forma de las celdas. Las celdas alargadas son más resistentes cuando son

cargadas a lo largo del eje longitudinal, que perpendicularmente a éste. Así, aunque las maderas

difieren mucho unas de otras en su densidad y propiedades mecánicas, las propiedades de la

pared de las celdas son muy parecidas para todos los tipos de maderas.

FIBRAS

RAYOS

CANALES

DE SAVIA

Fig. 1.4. Microestructura de madera dura. Aparecen tres tipos distintos de celdas claramente

diferenciados. Los canales de savia son mayores que las celdas tipo fibra y dan lugar a una

distribución bimodal de poros en el plano transversal. Los rayos son celdas que aparecen en el

plano transversal en este tipo de maderas. Porosidad difusa, no presenta anillos de crecimiento

de canales de savia.

1. INTRODUCCIÓN 13

En resumen, la madera es un material celular natural, presentando las características de un

material complejo y anisótropo. Las propiedades de la madera varían de una especie vegetal a

otra, e incluso dentro de la misma especie las propiedades de la misma varían según las zonas

geográficas, los climas y condiciones de cultivo.

Fig. 1.5. Microestructura de madera dura de porosidad en anillos. Los canales de savia más

pequeños son los más recientes en edad. Los más grandes, son los canales de savia más antiguos

y se encuentran situados en la parte central del tronco como se aprecia en la micrografía de la

sección transversal mostrada.

1. INTRODUCCIÓN 14

Por tanto, podemos considerar la madera constituida por células de diversas formas, con

paredes de espesores variables y dispuestas de modo diferente según las especies, pero siempre

orientadas según las tres direcciones principales (ortogonales entre sí): longitudinal, radial y

tangencial. Estas células forman la estructura peculiar de la madera, y explican su naturaleza

heterogénea y anisótropa. En virtud de esto las características de la madera varían de un punto a

otro de la misma, a la vez que su resistencia se modifica según la dirección considerada.

2. MATERIALES 15

CAPÍTULO 2

Materiales

2.1 Proceso de fabricación

El carburo de silicio biomórfico analizado en esta investigación ha sido fabricado por el

Departamento de Física de la Materia Condensada de la Universidad de Sevilla. Como material

de partida se han tomado tres maderas precursoras de diferentes densidades y microestructuras

para ver la influencia de estos dos parámetros en las propiedades mecánicas del SiC final. Se ha

seleccionado una madera de densidad baja (pino blanco), una madera de densidad media (haya) y

una madera de densidad alta (eucalipto). Por otra parte, la microestructura de cada tipo de madera

está íntimamente relacionada con su densidad [7]. Así, las maderas de alta densidad están

asociadas a microestructuras con distribución de poros bimodal mientras que las de densidad baja

poseen una distribución de poros de tipo regular y homogénea, monomodal. En la Tabla 2.1 se

reflejan en una tabla las densidades de las tres maderas precursoras usadas. En la Figura 2.1 se

reflejan las distribuciones de poros asociadas a cada una de las maderas de partida. Se muestran

2. MATERIALES 16

micrografías de secciones transversales de “preformas” de carbono (madera pirolizada) obtenidas

a partir de cada una de las tres maderas.

Tabla 2.1. Densidades de las maderas precursoras usadas para el proceso de fabricación

MADERA DENSIDAD (kg/m3)

Eucalipto 840

Haya 690

Pino Blanco 530

Fig. 2.1. Micrografías de la sección transversal de los tres tipos de madera pirolizada: (A)

Eucalipto, (B) Haya, (C) Pino Blanco. (A) y (B) Distribuciones bimodales de poros, (C)

Distribución monomodal de poros.

Cada una de las tres maderas precursoras, en función de su densidad, ha dado lugar a un SiC

biomórfico de densidades baja, media y alta.

2. MATERIALES 17

El proceso de fabricación [1] fue análogo para los tres materiales caracterizados, si bien en

cada uno de los tres casos se usó como material de partida una madera precursora diferente

(eucalipto, haya y pino blanco). Este proceso, que se esquematiza en la Figura 2.2, comienza con

la selección de la madera precursora.

MADERA

Mecanizado

Grueso

Pirólisis1000 ºC en argón

Infiltración 1550ºC en vacío

Bio-SiC a bajo coste

Mecanizadode precisión

Fig. 2.2. Proceso de fabricación del SiC biomórfico.

Una vez seleccionada la madera de partida, se le da a esta la forma adecuada al uso del

producto final, siendo éste un proceso de mecanizado de muy bajo coste. El siguiente paso es una

pirolización controlada de la madera. Esta pirolización se realiza en atmósfera de argón, a una

2. MATERIALES 18

temperatura de 1000 oC. Al material resultante de la pirólisis lo denominaremos “preforma” de

carbono. En este proceso, la madera pierde un 60 ± 5% de su volumen y un 74 ± 5 % de su peso,

en promedio, independientemente del tipo de madera. Esta pérdida de peso se realiza

fundamentalmente en forma de agua, vapor y otras sustancias volátiles. El proceso de pirólisis de

la madera comienza usualmente en torno a los 200 oC y la mayor parte de la descomposición es

completada alrededor de los 500 oC, dependiendo del tipo de madera. Como ya se ha

mencionado, la madera está formada fundamentalmente por tres constituyentes

macromoleculares: celulosa, hemicelulosa y lignina. Normalmente, la mitad del peso en seco de

la madera es celulosa. La hemicelulosa y la lignina constituyen el otro 50% (25% cada una

aproximadamente). La cantidad exacta de cada uno de estos tres componentes varía según el tipo

de madera. Durante la primera fase del calentamiento de las muestras de madera se elimina la

humedad. Esta eliminación comienza alrededor de los 100 oC y finaliza en torno a los 170 oC.

Durante la segunda etapa de calentamiento, entre los 190 y 280 oC, se descompone la

hemicelulosa y se desprenden productos volátiles (CO2, CO y otros vapores orgánicos). La mayor

pérdida de peso tiene lugar en el intervalo de temperaturas entre 280 y 500 oC del proceso. En

esta etapa se descomponen la celulosa y la lignina. Usualmente, la mayor parte de la

descomposición de los componentes iniciales de la madera es completada en torno a los 500 oC.

Por encima de esta temperatura la pérdida de peso que se da es mínima.

La preforma de carbono resultante del proceso de pirólisis es fácilmente mecanizable por

abrasión. Con esta mecanización se consigue de un modo muy sencillo y rápido obtener la forma

deseada definitiva para el producto final biomórfico que obtendremos. En el último paso del

proceso de fabricación la preforma se infiltra con silicio líquido, en vacío y a 1550 oC. El silicio

penetra en la preforma por capilaridad, reaccionando con el carbono de la misma. Esta reacción

es exotérmica, por lo que el proceso ocurre espontáneamente. No hay cambio de volumen ni de

forma en este último paso. Generalmente, el tiempo del proceso de infiltración y la temperatura a

la que se realiza dependen del punto de fusión de la sustancia que se infiltra, y de las dimensiones

y microestructura de las preformas. En este caso, para la infiltración de silicio en preformas de

carbono es adecuado un tiempo del orden de 30 minutos a 1550 oC.

2. MATERIALES 19

La mayoría de los autores [8,9] que han estudiado la formación del carburo de silicio mediante

la reacción del carbono con el silicio líquido coinciden en indicar la existencia de una primera

fase durante la cual el carbono superficial es disuelto por el silicio y rápidamente se nuclea como

carburo de silicio en la superficie del carbono. El crecimiento posterior de los granos de carburo

de silicio puede estar controlado por dos mecanismos diferentes, dependiendo de la morfología

del sistema. Estos mecanismos son: 1) la difusión del carbono y/o el silicio a través del carburo

de silicio, y 2) la continuación del proceso de disolución total del carbono en el silicio líquido

para su posterior precipitación como carburo de silicio. La dominación de un mecanismo u otro

va a depender del tipo de carbono presente durante la reacción.

40 µm40 µm40 µm

Fig. 2.3. Aspecto ‘granulado’ de la matriz de SiC. Fractografía de SiC biomórfico obtenido a

partir de eucalipto.

2. MATERIALES 20

Si el carbono es macizo, sin poros, una vez formada la primera capa de SiC, el silicio o el

carbono tendrán que difundirse a través del SiC. Para otras morfologías de carbono que

impliquen espesores no superiores a 10 µm, como pueden ser grupos de fibras o sistemas porosos

en los cuales el diámetro de las fibras o el tamaño de las paredes que separan los poros son

menores a 10 µm, el mecanismo de difusión prácticamente no entra en juego. El carbono se

disuelve, reacciona en el silicio líquido y rápidamente precipita como carburo de silicio cerca de

lo que antes era carbono, debido a la supersaturación de la disolución. Los sistemas estudiados en

este trabajo de investigación tienen un ancho de pared del orden de 2 ± 1 µm. La formación del

carburo de silicio debería producirse exclusivamente por un mecanismo de solución-

precipitación. Sin embargo, el hecho de que algunos canales de la preforma de carbón sean de

muy pequeñas dimensiones, hace que se cierren debido al aumento de volumen al producirse el

carburo de silicio, y que el grosor ‘efectivo’ (al coalescer varios poros pequeños) de la capa de

carburo de silicio sea superior a 10 µm, y que, por tanto, los mecanismos de reacción controlados

por difusión puedan tener lugar. Se puede afirmar, por tanto, que la formación de carburo de

silicio por infiltración de silicio líquido en una preforma microporosa de carbón está dominada

por un mecanismo de solución-precipitación. Esto concuerda con el aspecto de las fractografías

del SiC, en las que se observa una matriz de aspecto granulado que se corresponde con el SiC que

va precipitando a medida que se infiltra el silicio en la preforma. Este aspecto de la matriz puede

observarse en la Figura 2.3. Debido a la inhomogeneidad de las muestras, en determinadas zonas

(los canales pequeños) la formación de carburo de silicio podría sólo producirse por difusión,

aunque en cualquier caso, se constata que estos procesos no son significativos en la cantidad total

de SiC biomórfico formado.

2.2 Materiales finales. Descripción

El producto final obtenido es un material compuesto trifásico: una matriz cerámica de SiC y

carbono que no ha reaccionado con el silicio infiltrado, más cierta cantidad de silicio residual que

rellena algunos de los canales de savia de la madera original. En la Figura 2.4 (a) se observa una

micrografía de una sección transversal de SiC biomórfico obtenido a partir de eucalipto, en la 2.4

2. MATERIALES 21

(b) una micrografía de una sección longitudinal de SiC biomórfico obtenido a partir de pino

blanco.

El tamaño del poro del producto final depende de la madera precursora. No obstante, para las

condiciones de trabajo usadas los valores mínimos del tamaño de poro deben situarse en torno a 5

µm. Es además imprescindible que la porosidad esté interconectada, para que la penetración del

silicio por capilaridad sea eficaz. A nivel práctico, esto significa que es posible obtener

estructuras interconectadas de SiC, con este proceso de fabricación, equivalentes a unas

densidades relativas de esta cerámica de entre el 35 y el 70%.

100 µm100 µm

550 µm

Fig. 2.4 (a) Microestructura de la sección

transversal del SiC biomórfico de

eucalipto. SiC en color gris, canales

rellenos de Si en blanco, zonas de la

matriz con C residual en color negro.

Fig. 2.4 (b) Microestructura de la sección

longitudinal del SiC biomórfico de pino

blanco. SiC en color gris, canales rellenos

de Si en color gris claro.

3. TÉCNICAS EXPERIMENTALES 22

CAPÍTULO 3

Técnicas experimentales

3.1 Densidad de los materiales

Se caracterizó la densidad promedio de cada uno de los tres materiales ensayados, para lo cual se

usó un densímetro, cuyo principio de funcionamiento es el método de Arquímedes por inmersión

en etanol. Se emplearon un mínimo de tres probetas de cada material. Para cada probeta se midió

la densidad seis veces obteniéndose la densidad de cada material como el promedio de las

densidades medidas para todas las probetas del mismo.

En la Tabla 3.1 se muestran las densidades de los tres SiC biomórficos, y la relación con la

densidad del SiC puro (ρSiC = 3200 kg/m3) en tanto por uno.


Tabla 3.1 Densidades finales del SiC biomórfico.

MMAADDEERRAA PPRREECCUURRSSOORRAA DDEENNSSIIDDAADD ((kkgg//mm33)) DDEENNSSIIDDAADD RREELLAATTIIVVAA

Eucalipto 2620 0.82 ρSiC

Haya 2490 0.77 ρSiC

Pino Blanco 2050 0.64 ρSiC

3.2 Dimensiones y características de las probetas ensayadas.

Después de la infiltración con silicio se mecanizaron muestras en dirección paralela y

perpendicular a la axial para su caracterización mecánica según los dos ejes principales del árbol.

Algunas de estas muestras se pulieron para realizar el estudio metalográfico de las mismas. Este

pulido se realizó según el proceso que se describe a continuación. Inicialmente se prepararon

muestras en moldes adecuados al tamaño requerido por la pulidora (25 mm). Para preparar estas

muestras se colocó en cada uno de los moldes una sección longitudinal y una transversal de cada

material. En cada molde se añadió el volumen adecuado de endurecedor y resina. Una vez

endurecidas las muestras, después de 24 horas, se procedió al desmoldeado y posterior pulido de

éstas con lija de grano cada vez más fino, y finalmente pasta de diamante de 9, 3 y 1 µm,

consecutivamente. El pulido se realizó con una pulidora ejerciendo una fuerza de 300 N

inicialmente, adecuada al tipo de material cerámico del que se trata. Esta fuerza acabó siendo de

200 N al final del proceso de pulido.

La resistencia a compresión se midió empleando probetas cúbicas de dimensiones nominales

3x3x6 mm3. Para la determinación de la resistencia a flexión y la tenacidad se ensayaron probetas

prismáticas de 3x3x20 mm3. En los ensayos de fractura las probetas se entallaron hasta el 30%

del canto, con entallas de tipo SEVNB, en las cuales el radio de fondo de entalla fue de unas 15

µm. Para realizar la entalla de cada una de las probetas se empleó una cuchilla de afeitar

impregnada en pasta de diamante. Esta cuchilla iba acoplada a una máquina que producía la

entalla aplicando un movimiento lineal de ida y vuelta, bajo una presión que es mayor en el inicio


de la entalla y menor al final de la misma. Con este mecanismo se pueden realizar entallas de la

profundidad deseada, mediante un dispositivo de control de profundidad acoplado.

Finalmente, para determinar el módulo de elasticidad se usaron probetas prismáticas de

3x3x40 mm3 aproximadamente, donde su eje mayor es paralelo al eje longitudinal del árbol.

3.3 Dispositivos de ensayo y máquinas

La caracterización mecánica (ensayos de tenacidad, flexión en tres puntos y compresión) se

realizó en una máquina servo-hidráulica (Instron 8501). Todos los ensayos se realizaron en

control de posición y a una velocidad de 50 µm/min. Los ensayos de alta temperatura se

realizaron en el interior de un horno, acoplado a la máquina de ensayos, siendo la velocidad de

calentamiento de 20 oC/min y manteniéndose constante la temperatura durante 15 minutos antes

del ensayo. En la Figura 3.1 se muestra el esquema de los distintos dispositivos usados para los

ensayos mecánicos, todos ellos construídos en alúmina de alta pureza (99.7%). En los ensayos de

flexión en tres puntos (TPB), la distancia entre apoyos fue de 16 mm.

La carga se midió con una célula de carga de ±100 kN de capacidad y una resolución de ±0.1

kN para los ensayos de resistencia a compresión a temperatura ambiente. A alta temperatura se

usó, para los ensayos de resistencia a compresión, una célula de carga de ±10 kN. Para los

ensayos de resistencia a flexión y tenacidad de fractura se usó una célula de carga de ±1 kN. La

flecha en el centro se determinó con un LVDT de ±1 mm de recorrido.


F

F

Fig. 3.1.(a) Dispositivo del ensayo

de compresión.

Fig. 3.1.(b) Dispositivo del ensayo de flexión en tres

puntos. Arriba: ensayos de resistencia a flexión.

Abajo: ensayos de tenacidad de fractura, con

entalla en la parte inferior de la probeta.

Se midió el módulo de elasticidad para los tres materiales caracterizados con el fin de

determinar si existía degradación del mismo con la temperatura. El procedimiento fue análogo

para los tres materiales. El módulo de elasticidad a temperatura ambiente, para cada uno de ellos,

se midió con una máquina Grindosonic a la que se acopló un transductor piezoeléctrico. Con la

densidad del material y la frecuencia de resonancia de la probeta medida se calculó el módulo de

elasticidad. Una vez que se obtuvo el módulo de elasticidad a temperatura ambiente se realizaron

ensayos de flexión en tres puntos para cada material a distintas temperaturas entre 25 y 1350 oC.

Estos ensayos se realizaron a una velocidad de deformación de 200 µm/min. Con la curva fuerza-

desplazamiento, donde la flecha se midió con un extensómetro láser de alta resolución, pudimos

determinar el módulo de elasticidad para cada temperatura a través del cambio de la pendiente de

la curva F-δ. Para que el error de precisión sea menor se miden variaciones del módulo de

L

Apoyo fijo

FTPB

Probeta

L

Apoyo fijo

FTPB

Probeta


elasticidad con respecto a su valor a temperatura ambiente. Se obtienen, por tanto, valores

relativos del módulo de Young con respecto a su valor a temperatura ambiente.

Por último, se procedió al análisis de las superficies de fractura de las probetas ensayadas. Este

análisis se realizó en un microscopio electrónico de barrido (JEOL JSM 6300), a fin de

determinar los mecanismos de rotura de los distintos materiales.

4. RESULTADOS Y DISCUSIÓN 27

CAPÍTULO 4

Resultados y discusión

4.1 Densidad y propiedades mecánicas

4.1.1 Resistencia a compresión, resistencia a flexión y tenacidad de fractura

En las Figuras 4.1, 4.2 y 4.3 se muestra gráficamente la evolución con la densidad de la tensión

de rotura en compresión (en la dirección longitudinal, σcl), de la tensión de rotura en flexión, σf, y

de la tenacidad de fractura, KIC, para el SiC biomórfico. Se muestra también, en la Figura 4.1, la

tensión de rotura en compresión en la dirección radial (σcr) para el bio-SiC procedente de haya

(ρSiC = 2.49 g/cm3).

Las direcciones radial y longitudinal del material se refieren a las mismas señaladas en el

capítulo de introducción para la madera. Como se aprecia en los resultados experimentales, el

bio-SiC tiene un comportamiento marcadamente anisótropo. La resistencia mecánica en la


dirección radial llega a ser un orden de magnitud inferior a la resistencia mecánica en la dirección

longitudinal. Este comportamiento anisótropo del SiC biomórfico está justificado por la

anisotropía de la madera precursora, como se explicó en la introducción. Una vez vista la

anisotropía para un material (haya) a temperatura ambiente, se considerarán sólo los resultados de

σc para la dirección longitudinal (para el resto de materiales), que es la del eje principal del

material y, por tanto, la más resistente e interesante para fines estructurales.

0

500

1000

1500

2000

2 2,2 2,4 2,6 2,8

Radial (MPa)

Longitudinal (MPa)

sc (M

Pa)

r (g/cm³)

Pino Blanco

Haya Eucalipto

Fig. 4.1 Resistencia a compresión radial y longitudinal del SiC biomórfico frente a la densidad,

a temperatura ambiente.


Del análisis de estos resultados se observa una fuerte dependencia de las propiedades

mecánicas del bio-SiC con la densidad del mismo: a menor densidad, en líneas generales, menor

es la resistencia mecánica del material. Esta dependencia con la densidad de las propiedades

mecánicas es más acusada en el caso de la resistencia a compresión, σc.

0

100

200

300

2 2,2 2,4 2,6 2,8

sf (M

Pa)

r(g/cm³)

Pino Blanco Haya Eucalipto

Fig. 4.2 Resistencia a flexión frente a la densidad a temperatura ambiente.

Este comportamiento de σc, cuya dependencia con la densidad es mayor que la de la

resistencia a flexión (σf), se puede explicar por el hecho de que en el caso del SiC biomórfico

trabajando a compresión lo que determina su resistencia es una sección útil. Ésta será mayor para

el material de densidad mayor, y por tanto este SiC tendrá una mayor tensión de rotura.


La interpretación de los resultados de la evolución de la resistencia a flexión con la densidad

no ha podido ser realizada con exactitud. Podría ser, a la vista de las fractografías que se

muestran en las figuras 4.4 y 4.5, que el hecho de que existan concentraciones de porosidades o

que éstas sean de tamaños mayores y dispersos puede estar contribuyendo negativamente a la

homogeneidad y compacidad de las fibras del bio-SiC, haciendo que disminuya la resistencia a

flexión del mismo aunque aumente su densidad.

0

1

2

3

2 2,2 2,4 2,6 2,8

KIC

(MPa

.m½

)

r(g/cm³)


Fig. 4.3 Tenacidad de fractura frente a la densidad a temperatura ambiente.


750 µm750 µm

Fig. 4.4 Superficie de fractura de una probeta de H, ensayada a flexión. σf = 190.2 MPa.

La evolución de la tenacidad de fractura del bio-SiC con la densidad podría estar justificada

por la microestructura de cada uno de los tres materiales. No se ha obtenido información

concluyente de las fractografías, pero parece que el hecho de que el pino blanco sea el material

más poroso (tanto por su microestructura inicial como porque presenta cualitativamente una

menor cantidad de silicio residual) ayuda a que sea menos tenaz con relación al eucalipto

(microestructura menos porosa inicialmente y en el material final por estar la mayoría de los

poros pequeños del mismo rellenos de silicio residual).


750 µm750 µm

Fig. 4.5 Superficie de fractura de una probeta de H, ensayada a flexión. σf = 246.5 MPa.

Del análisis de los resultados de las propiedades mecánicas del material para distintas

densidades podemos concluir que la densidad es un factor determinante en la resistencia a

compresión del SiC biomórfico. Para densidades mayores del SiC biomórfico, la resistencia a

compresión del material es mayor. Esto es así porque el material sometido a fuerzas de

compresión trabaja de modo homogéneo en toda su sección, y a menor porosidad mayor es la

cantidad de material de SiC (superficie efectiva) que puede soportar la carga. Cuando el material

trabaja a flexión, la densidad deja de ser el principal factor determinante en la resistencia del

material.


4.1.2 Módulo de elasticidad

En la Figura 4.6 se muestra la evolución con la densidad del módulo de elasticidad del bio-SiC

0

100

200

300

2 2,2 2,4 2,6 2,8

E (G

Pa)

r (Kg/m3)


Fig.4.6. Módulo de elasticidad frente a la densidad a temperatura ambiente.

Respecto a la evolución del módulo de elasticidad con la densidad no puede decirse nada

concluyente, por las limitaciones del método empleado para medir el mismo. El método usado

para medir el módulo de Young a temperatura ambiente (Grindosonic) no es adecuado para

materiales celulares y anisótropos, como el SiC biomórfico. Los resultados, por tanto, nos dan un

orden de magnitud del valor del módulo. El error introducido por el método hace que sólo

podamos asegurar que los valores del módulo de elasticidad del bio-SiC están comprendidos

entre 200 y 250 GPa (para los tres materiales).


4.2 Temperatura y propiedades mecánicas

4.2.1 Resistencia a compresión y resistencia a flexión

En la Figura 4.7 se muestran la evolución con la temperatura de la resistencia a compresión

longitudinal del SiC procedente de eucalipto (EU) y del haya (H). En la Figura 4.8 se muestra la

evolución con la temperatura de la resistencia a compresión longitudinal del pino blanco (PB). Se

observa que la resistencia a compresión (σc) disminuye fuertemente con la temperatura para el

caso de maderas duras (eucalipto y haya). Para el caso del pino blanco (madera blanda) el valor

de σc se mantiene más o menos constante con la temperatura.

0

500

1000

1500

0 500 1000 1500

EucaliptoHaya

sc(M

Pa)

T (oC)

Fig. 4.7 Resistencia a compresión del bio-SiC obtenido de eucalipto y de haya frente a la

temperatura


0

500

1000

1500

0 500 1000 1500

Pino Blanco

sc(M

Pa)

T (oC)

Fig. 4.8 Resistencia a compresión longitudinal del bio-SiC obtenido de pino blanco frente a la

temperatura.

En la Figura 4.9 se muestra la evolución con la temperatura de la resistencia a flexión del

biomórfico para los tres materiales seleccionados. La resistencia a flexión de todos los tipos de

SiC biomórfico disminuye con la temperatura, como era de esperar, aunque de un modo distinto

según el tipo de microestructura de la madera de partida.


100

200

300

0 500 1000 1500

EucaliptoHayaPino Blanco

sf(M

Pa)

T o(C)

Fig. 4.9. Evolución de la resistencia a flexión con la temperatura del SiC biomórfico obtenido de

eucalipto, haya y pino blanco.

Se puede observar que la resistencia a compresión (σc) y la resistencia a flexión (σf) se

mantienen prácticamente constantes con la temperatura para el caso del pino blanco. En el caso

del eucalipto y el haya σF y σC se degradan considerablemente con la temperatura, partiendo de

unos valores a temperatura ambiente más elevados. En los tres casos los valores de ambas

propiedades mecánicas son interesantes incluso a temperaturas próximas a la de fusión del silicio

(1410 oC).

Veamos a continuación la justificación de estos resultados experimentales. Para ello

analizaremos los resultados obtenidos en función de la microestructura del SiC biomórfico (que

mimetiza la de la madera de partida). El eucalipto y el haya tienen distribuciones de poros


bimodales, por pertenecer al grupo de las maderas duras (como se justificó en la introducción).

Estas distribuciones bimodales de poros hacen que durante el proceso de fabricación quede una

mayor cantidad de carbono residual, ya que la penetración de Si fundido en el material es más

costosa en las zonas de poros pequeños. Así, en los canales pequeños el silicio es escaso porque

la precipitación del SiC en el mismo lugar donde reacciona con el carbono de la preforma cierra

los poros más pequeños. Al cerrarse éstos, quedan zonas de carbono sin reaccionar entre los

poros pequeños a las que no llega el silicio por capilaridad. La formación del carburo de silicio en

estas zonas queda controlada por un mecanismo de difusión. Este mecanismo es excesivamente

lento, no llegando a producirse la reacción, y quedando por ello zonas de carbono residual en las

maderas duras (distribución de poros bimodales con poros muy pequeños como se vio).

En el caso de estructuras monomodales (de maderas blandas como el pino blanco, donde el

tamaño de poro mínimo no es tan pequeño) la penetración de Si fundido por capilaridad es más

fácil produciéndose con rapidez a través de una red homogénea de porosidad interconectada. En

este tipo de maderas casi son inexistentes las zonas negras de carbono residual de la matriz que se

observan en las fractografías y micrografías de las maderas duras.

Tenemos pues que en el caso maderas duras queda una mayor cantidad de carbono residual en

las zonas circundantes a los poros de menor tamaño, lo que degrada el material a alta

temperatura, al reaccionar el carbono con el oxígeno ambiental.

En general, el carburo de silicio biomórfico se comporta como un material monolítico. La

deformación ocurre a lo largo de toda la muestra y no por el colapso de celdas individuales. Las

grietas no se propagan fácilmente a lo largo del material, por su microestructura fibrosa, y las

grietas sólo aparecen en el proceso de fractura final del material [6]. Este comportamiento puede

observarse en la Figura 4.11, donde se ve una fractografía (superficie lateral, paralela al eje de

crecimiento del árbol) de una probeta de pino blanco ensayada a 1350 oC.


800 µm800 µm800 µm

Fig. 4.11 Fractografía del Pino Blanco ensayado a compresión a 1350 oC.

El hecho de que la resistencia a compresión disminuya fuertemente con la temperatura para el

caso de los dos biomórficos procedentes de maderas duras (eucalipto y haya) podría justificarse

por dos factores: el carbono y el silicio residual. El carbono degrada la matriz de SiC a alta

temperatura. El silicio residual, en mayor proporción en los biomórficos procedentes de maderas

duras por su distribución bimodal de poros, se vuelve viscoso a alta temperatura y fluye de los

poros. Este efecto podría hacer que haya una menor superficie útil para soportar el esfuerzo de

compresión.


La disminución de la resistencia a flexión con la temperatura (del haya y del eucalipto) es

coherente con lo observado en las fractografías de las superficies de fractura de los ensayos de

flexión. Las Figuras 4.12, 4.13 y 4.14 muestran las superficies de fractura de muestras de EU

rotas a flexión a temperatura ambiente, 1150 y 1350 oC, respectivamente.

40 µm40 µm

Fig. 4.12. Superficie de fractura del eucalipto ensayado a flexión a temperatura ambiente.

En las Figuras 4.13 y 4.14 puede observarse que a alta temperatura aparecen zonas huecas en

la matriz. Éstas corresponden a zonas de la misma donde había carbono residual. El carbono

residual de la matriz reacciona, a alta temperatura, con el oxígeno dejando zonas huecas en la

matriz que deterioran el material. Estas zonas, que no se observan en la matriz a 25 oC, actúan


como puntos donde se concentra la tensión. Así la fractura se inicia y se propaga a través de estas

zonas huecas a alta temperatura.

En algunos casos, Figura 4.15, llegan a producirse bandas de pequeños huecos (de carbono

que ha reaccionado con el oxígeno a alta temperatura) en torno a las zonas de porosidad de menor

tamaño. Estas zonas, y no las de poros de mayor tamaño, son las que degradan y dañan el

material provocando el inicio de la fractura.

40 µm40 µm

Fig. 4.13. Superficie de fractura del eucalipto ensayada a flexión a 1150 oC.


Este efecto de disminución de la resistencia a flexión con la temperatura es mucho más

acusado en al caso del eucalipto y del haya (maderas duras), como se observa en los gráficos

aportados, en contraste con el comportamiento del pino blanco. Esto es coherente con lo

explicado acerca de la cantidad de carbono residual presente en cada uno de los tipos de SiC,

según la madera precursora utilizada y su distribución de poros.

40 µm40 µm

Fig. 4.14. Superficie de fractura del eucalipto ensayada a 1350 oC.


150 µm150 µm

Fig. 4.15. Superficie de fractura de una probeta de H ensayada a flexión a 1350 oC.


4.2.2 Tenacidad de fractura

En la Figura 4.16 se muestra la evolución con la temperatura de la tenacidad de fractura del

eucalipto, del haya y del pino blanco.

0

1

2

3

4

5

6

0 500 1000 1500

Eucalipto HayaPino Blanco

KIC

(MPa

.m1/

2 )

T (oC)

Fig. 4.16. Tenacidad de fractura frente a la temperatura.

Se observa que la tenacidad de fractura del material aumenta con la temperatura. Esta

tendencia es común en los tres tipos de material (microestructura). Este aumento de la tenacidad

de fractura con la temperatura no puede decirse que vaya asociado a un comportamiento plástico

del material causado por el aumento de temperatura. Observando las superficies de fractura de los

ensayos de tenacidad a alta temperatura vemos que la mayoría de ellas son lisas y planas, como


se observa en la Figura 4.17, a pesar de producirse este incremento en la tenacidad respecto a la

tenacidad a temperatura ambiente.

650 µm650 µm

Fig. 4.17. Superficie de fractura de una probeta de pino blanco correspondiente a un ensayo de

tenacidad de fractura a 1150 oC. KIC = 2.37 MPa.m1/2

El aspecto de esta superficie de fractura a alta temperatura es similar al de las superficies de

fractura del pino blanco a temperatura ambiente, tal como se ve en la Figura 4.18. En ambos

casos se produce una rotura frágil, no compatible con efectos de plasticidad.


650 µm650 µm

Fig. 4.18. Superficie de fractura de una probeta de pino blanco de un ensayo de tenacidad de

fractura a 25 oC. KIC = 1.63 MPa.m1/2

En este caso el silicio residual está jugando un papel importante en el aumento de la tenacidad

con la temperatura, como mecanismo de absorción de energía. El silicio líquido se infiltra en la

preforma porosa de carbón por acción de la presión capilar. La presión capilar en los canales

pequeños es mucho mayor que en los canales grandes. Si están interconectados, en caso de

competencia, los canales pequeños extraen el silicio de los grandes hasta que se llega a un

equilibrio de presión. Por este motivo, el silicio residual está más presente en los poros pequeños

que en los poros grandes. Al aumentar la temperatura el silicio residual, que rellena en mayor

medida los poros pequeños, se hace más viscoso (al aproximarse a su temperatura de fusión, 1450 oC) y enroma el frente de grieta, retrasando la propagación de la misma.


Este comportamiento del silicio residual presente en el SiC biomórfico es el que justifica el

aumento de la tenacidad con la temperatura, y es coherente con todo lo dicho anteriormente

respecto a la resistencia a flexión y compresión de estos materiales.

4.2.3 Módulo de elasticidad

En las Figuras 4.19, 4.20 y 4.21 se puede ver la evolución del módulo de elasticidad de cada uno

de los tres materiales con la temperatura.

0

50

100

150

200

250

300

0 500 1000 1500

VALORES MEDIOS E (Eucalipto)

E (G

Pa)

T (oC)

Fig. 4.19. Evolución del módulo de elasticidad del eucalipto con la temperatura.


Para los tres materiales se observa la misma evolución, en líneas generales, del módulo de

elasticidad frente a la temperatura. El valor del mismo se mantiene más o menos constante hasta

la temperatura de 1000 oC, aproximadamente, empezando a decrecer a partir de esa temperatura.

0

50

100

150

200

250

300

0 500 1000 1500

VALORES MEDIOS E (Haya)

E (G

Pa)

T (oC)

Fig. 4.20. Evolución del módulo de elasticidad del haya con la temperatura.

Esta degradación del módulo de Young con la temperatura es originada, para los tres bio-SiC,

por la viscosidad del Si residual (mayor en la medida que nos aproximamos más a la temperatura

de fusión del silicio) y por la aparición de grietas en la matriz debidas al carbono residual que

reacciona con el oxígeno a alta temperatura.


0

50

100

150

200

250

300

0 500 1000 1500

VALORES MEDIOS E (Pino Blanco)E

(GPa

)

T (oC)

Fig. 4.21. Evolución del módulo de elasticidad del pino blanco con la temperatura.

5. CONCLUSIONES Y TRABAJO FUTURO 49

CAPÍTULO 5

Conclusiones y trabajo futuro

5.1 Conclusiones

En este trabajo se estudió el comportamiento mecánico y los micromecanismos de rotura de tres

SiC biomórficos, a 25, 1150 y 1350 oC. Se han elegido tres tipos de SiC de tres densidades y

microestructuras diferentes (baja, media y alta densidad). La densidad fue el factor determinante

en la resistencia a compresión del SiC biomórfico. Se observó un aumento de la resistencia a

compresión del material con la densidad del mismo. En la evolución de la resistencia a flexión

del SiC biomórfico con la densidad pueden haber influido otros factores como la inhomogeneidad

de la distribución de poros y el tamaño variable de los mismos. Estos dos factores parecen

disminuir la resistencia a flexión del material dando lugar a zonas donde se concentra la tensión.

Por otra parte, se observó también una clara anisotropía del material, así la resistencia a

compresión del mismo llegó a ser un orden de magnitud superior en la dirección longitudinal que

en la radial.


La resistencia a compresión disminuye con la temperatura, como cabía esperar, pero el

material conservó una resistencia elevada a temperaturas próximas a la temperatura de fusión del

silicio (1410 oC). En el caso del eucalipto y del haya la resistencia a compresión disminuye

bastante con la temperatura, partiendo de valores a temperatura ambiente altos. Para el caso del

pino blanco el valor de la resistencia a compresión se mantiene relativamente constante con la

temperatura, partiendo de un valor más bajo a temperatura ambiente. El carbono residual de la

matriz juega un papel determinante en la disminución de la resistencia a compresión y de la

resistencia a flexión, tanto del haya como del eucalipto, con la temperatura. Esto es debido a las

características microestructurales de estos dos materiales frente a las del pino blanco. Por otro

lado, el silicio residual juega un papel importante en el aumento de la tenacidad de los tres

biomórficos con la temperatura. Al alcanzarse temperaturas próximas a la de fusión del silicio

(1410 oC) éste se vuelve más viscoso y enroma el frente de grieta, retrasando la propagación de la

misma. El módulo de elasticidad se mantiene constante con la temperatura hasta los 1000 oC

aproximadamente. A partir de esta temperatura comienza la degradación de las propiedades

mecánicas del SiC y el módulo de Young disminuye también considerablemente, debido al

comportamiento viscoso del Si residual y a la aparición de grietas en la matriz de SiC.

5.2 Trabajo futuro

En relación con el trabajo futuro hay varias líneas de investigación posibles abiertas:

1. Eliminar el silicio residual presente en las muestras, mediante un tratamiento químico de

ataque, para lograr que el porcentaje de silicio residual sea casi nulo. De este modo se

espera conseguir un material celular de SiC, de una gran ligereza y resistencia,

homogeneizando el comportamiento de las distintas muestras. Por otra parte, se

determinaría claramente el papel que está jugando el silicio en el comportamiento global

del material, al aislar su presencia manteniendo la misma matriz de SiC, y se abrirían un

gran número de aplicaciones para el SiC biomórfico, tales como filtros de alta

temperatura, catalizadores.... Este proceso se está llevando a cabo en la Universidad de


Sevilla, si bien aún no se ha conseguido el refinamiento y estandarización suficiente del

proceso para obtener la cantidad suficiente de material final y caracterizarlo.

La filosofía de actuación es atacar la muestra de SiC con un ácido que disuelva el silicio

y deje intacta la estructura de carburo de silicio. Para este ataque químico se usa una

disolución de ácido fluorhídrico y nítrico según la reacción:

3Si + 12FH + 4HNO3 ⇔ 3SiF4 + 4NO + 8H2O

Se cuenta con HF al 48% y con una densidad de 1.16 g/cm3 y con HNO3 al 69% y 1.411

g/cm3 de densidad. Realizando los cálculos se obtiene la relación entre las cantidades en

volumen que se han de tomar de cada ácido para la preparación de la disolución. Para

preparar 100 ml de esta disolución ácida se han de tomar 46 ml de HNO3 al 69% y 54 ml

de HF al 48%. El ataque con esta disolución es satisfactorio, elimina el silicio y deja

intacto el carburo de silicio.

2. Caracterizar más tipos de SiC procedente de maderas duras y blandas, para determinar

exactamente (corroborándolo en varios casos distintos) lo que se ha señalado en este

trabajo, con respecto a la microestructura y a su influencia en el comportamiento

mecánico del material.

3. Utilizar otros materiales celulares naturales como preforma para diferentes tipos de SiC

finales. De este modo podrían obtenerse distintas microestructuras celulares naturales de

bajo coste y versatilidad, de acuerdo con el uso final que se le quiera dar.

6. BIBLIOGRAFÍA 52

BIBLIOGRAFÍA

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