Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 20, N°2, 2000, 33-41

Caracterización del Sólido Obtenido Mediante Sinterización por PrensadoIsostático en Caliente de la Aleación Ti6A14NbNanocristalina

Procesada por Aleación Mecánica.A. Amerio HelouI, J. Lira Olivares', J. Longa Gonzales' and F.H. Froes2

1. Universidad Simón Bolívar Naiguatá, Vargas Venezuelae-mail: aamerio@usb.ve

2. IMAP/College of Mines &Earth ResourcesUniversity of ldaho, Moscow, ldaho 83843-4195, USA

Resumen

El presente trabajo describe un método para mejorar las propiedades mecánicas de Ti6A14V(%peso),por aleación mecánica (AM). Se produjo polvo nanofásico con una estructura dúplex (U2+ y)parcialmente amorfa a partir de polvo microgranular procesado por AM y sinterizado a través deprensado isostatico en caliente (PIe). Las técnicas de análisis como DRX, MO, MEB con EDX y WDXy prueba de dureza con microdurómetro fueron usadas para caracterizar las fases finales en la aleaciónsinterizada. Las muestras fueron tratadas térmicamente, para producir crecimiento de grano, medir ladureza y comparar estos valores con los obtenidos en las muestras sin tratamientos térmicos. Losparámetros de sinterización de la aleación que dieron mejor resultado fueron: presión de 103 MPa ytemperatura de 1l02°K por el tiempo de 2 horas, con un tamaño de grano de 23 nm y una durezapromedio de 1087 HV. Luego de sinterizar y realizar el recocido se obtuvo la estructura deseada con untamaño de grano de 35 nm y un aumento de dureza (1752 HV). Se puede observar que esta aleaciónaumenta su dureza al aumentar su tamaño de grano hasta alcanzar un valor crítico (35 nm), después dela cual disminuye.

Palabras clave: aleación mecánica, amorfo, nanocristalino, estructura dúplex, prensado isostatico encaliente.

Abstract.

This research present a novel approach to improve the mechanical properties of Ti6A4 V (wt %) bymechanical alloying (MA) ..Nanoestructure partially amorphous and duplex structure (u+y) powderswere produce by M.A, sinterized though hot isostatic pressing (HIP). Analysis techniques suchs asXRD, OM, SEM with XDE and XDW, and micro-hardness test, were used to characterize the finalphase in the sintered and thermally treated alloy, the sample were thermally treated to produce graingrowth, measure micro-hardness and to compare this valves with the sample without thermally treatedsinterization. The parameters of alloy which presented the best results were; pressure 103 MPa andtemperature 1102aK for 2 hours since they presented the expected duplex structured (U2+y), nanometricgrain size (23 nm) and average hamess of 1087 HY. after annealing the sinterized alloy size of thegrain ( 35 nm) and increase average hardness (1772 HV). It' s possible to observe increase of alloyhardness when augmenting they grain size until reaching a critical value above which hardnessdecrease.

Keyword: Mechanical alloying, amorphous, nanocristalline, duplex structure, hot isostatic pressing.

34 A. Amerio Helou y col./Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales

1. Introduccion.

Para proporcionar mayor eficiencia a las estructuras(mayor relación resistencia mecánica-peso) y motores areacción o turboejes (posibilidad de aumento de latemperatura en los discos de la turbina), es necesario lautilización de nuevos materiales con propiedadesmejoradas, obtenibles a través de nuevos procesos y/oaleaciones [1]. El interés por los materiales avanzados sedebe a que ellos permiten conseguir que se optimicen laspropiedades mecánicas de los materiales actualmenteutilizados, así como la creación de nuevos materiales conla misma finalidad. Estas mejoras son obtenibles a travésde procesos y microestructuras innovadoras Sin embargo,en este mejoramiento, es necesario un compromiso entrelas llamadas características "impuestas" y características"no impuestas" (consecuencia de las anteriores). Es decir,características "impuestas" así como mayor resistenciamecánica, rigidez y resistencia a altas temperaturas(terrnofluencia) no pueden ser obtenidas, sin considerarlos efectos sobre propiedades como ductilidad,maleabilidad, tenacidad a la fractura, tasa de crecimientode grieta en fatiga [2]. Uno de los procesos innovadores esel de aleación mecánica (AM) o molienda mecánica(MM), el cual genera nuevas microestructuras y mejorespropiedades mecánicas, en una gran variedad dealeaciones[2] . Los aluminuros de titanio (a2 -Ti3Al Y y-TiA!) son materiales estructuralmente atractivos en laindustria aerospacial, debido a su baja densidad, altaresi tencia específica, alta resistencia mecánica a elevadastemperaturas, a la conservación del módulo elástico y a laexcelente resistencia a la terrnofluencia [3]. Una seriadesventaja en el uso de estos interrnetálicos es sugeneralmente baja ductilidad a temperatura ambiente [4] .Para incrementar su ductilidad se ha utilizado elrefinamiento de tamaño de grano a niveles nanométricos,adición de elementos aleantes, del tercero y cuarto períodode la tabla periódica, y tratamientos térmicosinnovadores[5]. El vanadio y el niobio son elementosaleantes, que incrementan la ductilidad[6]. Es de especialinterés para Venezuela, el estudio de aleaciones quecontengan vanadio, debido a la presencia del mismo enlas cenizas de los petróleos pesados. Así mismo, algunasde las aleaciones basado en titanio, tienen aplicacionesbiomédicas [8], de posible interés nacional.

El presente trabajo presenta un novedoso método paramejorar las propiedades mecánicas de Ti 6Al 4V (%peso), por aleación mecánica (AM). El objetivo esincrementar la dureza de la aleación Ti 6Al4V (% enpeso), obtenida a partir del prealeado microgranular,mediantela sinterización de un polvo nanofásico con unaestructura dúplex (a2 + y) parcialmente amorfa, obtenidoa través de la preparación por-aleación mecánica.

2. Experimentación

Polvos nano estructurales parcialmente amorfo s fueronproducidos mediante aleación mecánica, sinterizados através de prensado isostático en caliente (PIC), y tratadostérmicamente, generándose una estructura dúplex (Ti3AI-CX2 + TiAl-y).

Los parámetros de sinterización por PIC, fuerondeterminados de manera de obtener alta densidad,retención de grano fino y estructura dúplex, para asícontrolar las propiedades mecánicas. Técnicas de análisiscomo difracción de rayos x, microscopía óptica,microscopía electrónica de barrido con microanálisisquímico, por espectroscopía de rayos x por dispersión enla energía (EDX) , y espectroscopía de rayos x pordispersión en la longitud de onda (WDX), microscopíaelectrónica de transmisión y prueba de dureza conmicra duró metro, fueron usados para caracterizar las fasesfinales en la aleación sinterizada.

Polvo prealeado Ti 6Al 4V fue molido usando unmolino SPEX-8000 y esferas de acero SAE 52100, de4,7625 mm de diámetro, con una relación bolas-polvo de10: 1; con un agente controlador de proceso (1% en pesode ácido steárico), durante 24 horas. Dos temperaturas deproceso fueron usadas para el prensado isostático encaliente (10 18 °K Y 1102 °K), para obtener microestructuradúplex (Ti3Al-a2 + TiAl-y), alta densidad y retención degrano fino. Después de la determinación de las mejorescondiciones, las muestras fueron tratadas térmicamentepara producir crecimiento de grano, medir la dureza ycomparar los valores de dureza con los obtenidos en lasmuestras sin tratamiento térmico.

Caracterización. La evolución microestructural delpolvo durante la aleación mecánica fue estudiada pordifracción de rayos x (difractómetro marca Phillips,modelo PW371O), microscopía óptica, microscopíaelectrónica de barrido (MEB Phillips 505).

3. Resultados

3.1 Dureza

Se determinaron los valores de dureza utilizando unmicrodurómetro (ensayo Vickers), a una carga de 50 gr,en las .muestras de la aleación obtenidas mediantecompactación isostática en caliente (PIC) de los polvosdel prealeado Ti 6Al 4V, producidos por medio delmecanismo de aleación mecánica. Además, sedeterminaron los valores de dureza Vickers en los sólidosobtenidos por sinterización y tratados térmicamente porrecocido. Los resultados se resumen en la Tabla I.

Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 20, N°2, 2000

Dureza PromedioMuestra Zona Tamaño de Grano. [HV] Ponderado de la

*[nm] 5 es la desviación Dureza**estándar [HV]

PIe a 829°C y Clara23

344,9 5=37,61087103 MPa por 2 Oscura 1037,15=120,3

horas Gris 1290,95=135,5

PIC a 745°C y Clara30

378,1 5=21,9520,3207 MPa por 2 Oscura 450,65=49,4

horas Gris 560,9 5=92,5

PIC a 829°C Clara30

1008,95=106,9840,4recocida a Oscura 551,75=38,6

900°C Gris 801,9 5=92,5

PIC a 829°C Clara42 351,2 5=36,2

625,6recocida a Oscura 586,7 5=64,5, 1000°C Gris 701,55=205,7

PIC a 745°C Clara35

1225,15=126,21752recocida a Oscura 643,3 5=70,1

900°C Gris 146,95=205,7

PIC a 745°C Clara40

150,4 5= 80,9147,9recocida a Oscura 162,35=9

1000°C Gris 146,95= 9,9

PIe a/745°C Clara50

1266,1 5=80,9796,7recocida a Oscura 575,1 5= 50,3

1l00°C Gris 674,45=72,16*Calculado mediante la fórmula de 5cherrer en el pico intenso del difractograma obtenido porDRX.**Determinado por medio de la fórmula H=H1fil+ H2f~+H3f~¡

Tabla l.Dureza en Vickers (carga 50 gr) de las diferentes zonas distinguibles ( en el microscopio óptico) de la aleación Ti6AL4Vnanocristalina, sinterizada mediante PIe y recocida. Observar la gran diferencia entre los valores de la dureza, lo que será explicado másadelante, correlacionaudolo con el tamaño de grano.

La reducción en el tamaño de los granos a nivelesnanométricos, generalmente resulta en un aumento en laresistencia mecánica y en la dureza (la cual estádirectamente relacionado a la primera), acompañada de unmejoramiento en la ductilidad en cerámicas eintennetálicos.

El incremento en la resistencia mecánica "R;" obedecela relación de Hall-Petch (a = ao + k d-1/2 ), donde a es el

esfuerzo de deformación, ao es el esfuerzo dedeslizamiento de los planos activados, d es el diámetro delgrano y k es una constante, e igualmente, si la dureza (H)obedece la relación de Hall-Petch (H = Ho + k d-I/2) [7]Y [9], ya que la dureza es función de la deformaciónplástica del material, siendo mayor para materiales demayor resistencia a la deformación [10, 11]. Además la

ecuación de Tabor [12] que relaciona dureza Vickers conesfuerzo de fluencia, ha sido verificada por Lenhart parael duraluminio y el cobre [12]. Por lo tanto se podríaesperar una relación similar para las aleaciones dealuminio y titanio que son objeto de este estudio. Esdecir, que la deformación y la dureza sean inversamenteproporcionales, por lo tanto la resistencia mecánica seríauna función de la dureza, posiblemente elevada estaúltima a una potencia relacionada con el grado deendurecimiento (ley de Meyers) [12], entonces podríamosinferir conclusiones sobre la influencia del tamaño degrano. La dureza ( o Rm) en los materiales nanocristalinoses más elevada que en los materiales policristalinos congranos de tamaño micrométrico; su variación con eltamaño de grano, no siempre obedece la relación de Hall-

36 A. Ameno Helou y col./Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales

Petch, la pendiente k es a veces positrva y a vecesnegativa. Esta situación se agrava cuando se verifica quevalores positivos y negativos de k, son reportados pordiferentes investigadores en el mismo intervalo de tamañode grano, como ha sido demostrado con valores para Pd[7]. Mientras Ti02, aleaciones de Ni-P y Cu muestranincremento de dureza con el disminuir del tamaño degrano por encima de un valor crítico, debajo del cual, ladureza disminuye con la disminución de tamaño de grano.La transición, sin embargo, ocurre a 200 nm para Ti02(solo un cambio en valor de la pendiente), a 16 nmpara elCu y a 7 nm para aleaciones Ni-P [7]. Para el sistema Ni-P, unos resultados muestran una disminución de la durezacon la disminución del tamaño de grano (sin mostrar unpico), mientras otros resultados muestran un máximo paraun tamaño de grano de 7 nm, los valores absolutos deambos resultados son totalmente diferentes [7].

Observando la figura 1, se puede inferir que estaaleación nanocristalina (Ti 6Al 4V), objeto de esteestudio, presenta en la muestra sinterizada a latemperatura de 745°C un máximo en la dureza para eltamaño de grano de 34 nm, debajo del cual la durezadisminuye, no obedeciendo la relación de Hall-Petch antesindicada hasta el valor de 40 nm (mínimo), y por encimadel máximo y por debajo del mínimo, los valores dedureza están en acuerdo con la relación de Hall-Petch;mientras en la muestra sinterizada a 829°C se observaque en el intervalo de tamaño de grano considerado, ladureza no obedece la relación de Hall-Petch y sucomportamiento es aproximadamente lineal.

1800 f170016001500 T14001300·12001100100090080071)06.OQ.~OO~;wQIaQO1~~·+±'--+---+---+--~--tl---+-----ll

O.l40.15 0.16 0.17 0,1,8 0,21

Tamañe de grano 0-11-2 Inm·11~

___ PIC 829 ·C

-D-PIC 745'C

Figl. Dureza (HV) de la aleación Ti6Al4V procesada por AM ysinterizada por PIe a 829°e y a 74Soe, en función del reciprocode la raíz cuadrada del tamaño de grano. Nótese el cambio dependiente en la muestra.

Las posibles razones para explicar esta desviación, dela relación de Hall-Petch, en materiales nanocristalinos,pueden proponerse en término de densidad dedislocaciones, La relación de Hall-Petch se dedujoutilizando el concepto de apilamientos de dislocaciones engranos. En materiales nanoestructurales con tamaño degrano muy pequeño, no pueden formarse apilamientos dedislocaciones y por lo tanto no hay fuentes activas dedislocaciones, para continuar el deslizamiento, cuando el

tamaño de grano es menor a un valor crítico te(espaciado de la dislocación en el apilamiento). En estas

condiciones (d < te), ocurren mecanismos debilitantescomo flujo de tipo viscoso de los bordes de grano, lo quehace que disminuya la dureza al disminuir el tamaño degrano, por lo tanto el valor de la pendiente k en laecuación es negativo [7]. Como se puede observar en lafigura 10, el valor crítico del tamaño de grano para laaleación Ti 6Al 4V, obtenida mediante la sinterización ala temperatura de 745°C de polvos procesados por AM esigual a 34 nm; en la aleación obtenida por la}interizacióna la temperatura de 829°C, no es observable un valorcrítico del tamaño de grano, ya que probablemente esevalor se encuentra a una magnitud menor de tamaño degrano "d", no reportado, porque no se obtuvo una muestracon d más pequeño.

La dispersión de los valores de dureza promedio" H "reportados en la tabla I, presentan una desviación estándar

"S" no muy elevada, ya que el parámetro SIH seencuentra entre el 10 y el 11 %, sin embargo se puedeinferir que con estos valores de S, las zonas estaríancompuestas por varias fases no resolubles con los métodosutilizados, no obstante su contribución a la dureza delmaterial, tendría utilidad en la caracterización del mismo,si estos siguen una ley lineal, es decir H=HI fI +H2 f2 +

H3 f3, donde los H¡ representan la dureza de cada fase ylos f¡, la proporción volumétrica de las mismas [12].

3.2 Difracción de rayos x

Las difracciones de rayos x (figura 2) aplicadas ala aleación, obtenida a través de la sinterizaciónmediante PIC, de los polvos de Ti 6Al 4V preparadospor medio de AM, con grano de tamaño nanómetrico, yen las muestras sinterizadas y recocidas, muestranprincipalmente la existencia de una estructura dúplex (a2

+ y), acompañada de las fases A13Ti Y A123V4

minoritarias, dichos compuestos posiblemente se formanen las pocas zonas ricas en aluminio.

Utilizando la fórmula de Scherrer(t = 0.89 }",//3 . cos 19- ), con los datos obtenibles en los

difractogramas, se calcula el tamaño de grano [13]. Eltamaño de grano en función de los parámetros desinterización y de las temperaturas de recocido sonreportados en la tabla II.

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Intensidad [counts],•• 0:1

SIN RECOCIDO

900°C f

••00 •~ "1.04

b 1000°C•••1

1000°C .211

• •11- }U g

1·0 ¡(¡-tG 11:"~t a•641

•101

•2U •

.'.'

1100°C

.2"1

AFig. 2a. Difracción de rayos x de las muestras de polvo Ti6AI4V,preparadas por AM por un tiempo de molienda de 24 horas, ysinterizadas mediante PICo Muestras sinterizadas a la presión de207 Mpa y a la temperatura de 745°C; a) Es la muestra sinrecocido; b), e) y d) son muestras recocidas a las temperaturasrespectivamente de 900, 1000 Y 1l00°C; Observar la variaciónen la intensidad de los picos de las diferentes fases.

37

SIN RECO CID O

•••• 900°C

••1M

• TiAI-'Y* Ti3AI-a2

• AI23V4

• A13Ti

B

Fig. 2b. Difracción de rayos x de las muestras de polvoTi6Al4V, preparadas por AM por un tiempo de molienda de 24horas, y sinterizadas mediante PIe. Muestra sinterizada a lapresión de 103 Mpa y a la temperatura de 829°C; e) es unamuestra sin recocido; f) y g) son muestras recocidas a latemperatura respectivamente de 900 y lOOO°C. Observar lavariación en la intensidad de los picos de las diferentes fases

1100

38 A. Amerio Helou y col./Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales

Las figuras 3a y 3b muestran la evolución de las fracciones de volumen de Ti-Al, TiAl, Ab Ti YAb V4 .

O.Of~ -a-Fa3A!pM 2-o-f_AI3l'i......a-F~A123V4

-B-FucAlpb.l

-4>-Fue Alm

0.002 .

-O--Fuc Al 2JV~

a

Fig.3. Fracción volumétrica de las fases minoritarias Ti3Al, A13Ti,A123V4. a) muestra sinterizada a la T de 829°C; b) muestra sinterizadaa la T de 745°C.

Observar que en el diagrama a la FV de Ti3Al-cx,2aumenta al aumentar de la T de recocido, que la FV de Al, Ti aumentahasta un máximo y luego disminuye y que la FV de AbV4 disminuye al aumentar la temperatura de recocido. Mientras eldiagrama de v la FV de Ti3Al-cx,2disminuye hasta alcanzar un mínimo y entonces aumenta, lo mismo ocurre con la FV deAl-Ti y Al23V4 al aumentar de la T de recocido.

0,998

0,99

0.9923°.99~ 0.988

!o·:t°'-0.984> .¿ 0982:2

Ul• 0.98

! 0,978&&.0,9'76

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recoddo

T•.mper4tur. do roct)cJdo re)

0.004

0.992

0.,986 "'----11-----.1-----1no 900 1000

réCOCJCfO

Tempel'lltura do ,.cocldo re!

900 1000 1100

Fig.4. Fracción volumétrica de la fase mayoritaria (TiAI), en función de la temperatura de recocido, a) muestra sinterizada a latemperatura de 829°C; b) muestra sinterizada a la temperatura de 745°C.

Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 2~, N°2,2000

Tabla 2. Tamaño de grano en función de los parámetros desinterización y de recocido. Observar como el tamaño siguesiendo nanómetrico.

Condiciones delTamaño de las

Proceso fases oProceso granos[nml

Sinterización 829°C V 103 MPa 23Sinterización 745°C y 207 MPa 30

Recocido 829°C 900°C 30Recocido 829°C 1000°C 42Recocido 745°C 900°C 35Recocido 745°C 1000°C 40Recocido (745°C) 1l00°C 50

Se nota en el diagrama a la FV disminuye al aumentar5la T de recocido y que en b aumenta la FV al aumentar laT de recocido hasta alcanzar un máximo y luegodisminuye a un valor más bajo que la FV de no recocido.observar como la muestra no recocida y sinterizada a la Tde 829°e tiene mayor FV que la sinterizada a la T de 7450e.

Se puede observar en las figuras 3 y 4, que en laaleación, obtenida a través de la sinterización de polvosnanocristalinos procesados por medio de AM, predomina,con una muy elevada fracción volumétrica (FV), la faseTiAI-y; sin embargo hay otras fases que están presentes,aunque con una FV muy baja (Ti3AI, A13Ti, Ah3V4). Sepuede notar, que las fracciones volumétricas presentanvariaciones, en función de las temperaturas desinterización y también en función de las temperaturas derecocido.

A la temperatura de sinterización de 829 "C la FV de lafase y es mayor que la FV de la muestra sinterizada a latemperatura de 745 "C; en contraparte, la fase az es menoren muestra sinterizada a 829 "C y es mayor en la muestrasinterizada a 745 °e, o sea que en la muestra dondeaumenta la fase y, disminuye la fase a2 Y viceversa.Debido probablemente, a que la disminución de a2permite tener disponibilidad de titanio, para formar mascantidad de y. Se puede vislumbrar. que en la muestrasinterizada a 829 De, al recocerla, la FV de y disminuye,mientras aumenta la de a2, en cambio en la muestrasinterizada a 745 "C, ocurre lo contrario, a medida quesubimos el valor de la temperatura de recocido hasta 900"C, la FV de la fase y aumenta y la de a2 disminuye, peroal superar la temperatura de 900 De, cambia la tendencia,aumentando la fase a2 Y la fase y con una pendientebastante baja; al alcanzar la temperatura de recocido de1000 -c, diminuye la FV de la fase y y la FV de la fase a2permanece constante, pero entonces la FV de la fase Al3Ticrece en lugar de la a2, esta situación probablementeocurre por un cambio de fase de y a Al, Ti, en los lugaresmás ricos en aluminio, esto se puede observar en eldifractograma correspondiente, en donde la intensidad

relativa 100% (TiAl) es muy cercana a la deA123V4·

3.3 Observaciones metalúrgicas

3.3.1 Observaciones metalúrgicas de los polvosprealeado Ti 6AI 4V procesados mediante .usintetizados a través del proceso de prensado isostáticocaliente (PIe), y tratados térmicamente con recocido.

Se logro verificar en el material sinterizado por P een las dos condiciones diferentes y las mismas perorecocidas, la presencia de 3 zonas principales, las cuales sediferencian entre ellas por la tonalidad de grises, quehan denominado zonas clara, gris y oscura. Para poderlcorrelacionar con la dureza reportada en la tabla L seefectuó una prueba muy sencilla, se observó en el MEB latonalidad de gris de la zona que presentaba la huella,dejada por el identador del equipo que mide la durezaVickers, resultando que la tonalidad era la misma de laobservada en el microscopio óptico.

WDX

Al

Fig. 5 Fotomicrografía en MEB (aumento de 300X) de lamuestra de polvo de Ti6AL4V, preparada mediante AM ysinterizada a través de Ole a 829°e y recocida a 9000e.

Observar en la línea referente, el análisis de barridolineal mediante WDX de la concentración de titanio, comohay una tendencia al aumento de titanio a las zonas claras.Los EDX puntuales mostrados a continuación, nos indicancomo la composición se mantiene igual a la nominal y quela cantidad de hierro se mantiene baja.

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Tí ~

zona A 1\

llvAl I .A _ J ,1\

EOXTi!

zona B 1\

1\

I\YJJL

Ti.

zorm C \

Al 1\('_j,--.-~ iLE~

Elemento % PesoAl 7Ti &8V 4re I

All\.

Elemento % Peso Elemento % Peso

1\1 7 Al 7

Tí R9 Ti R9

V 4 V 4

Como los EDX puntuales señalan la mismacomposición de punto a punto, para conocer por cualesfases están constituidas las zonas observadas, se midió conel auxilio de un procesa dar de imágenes, el porcentaje deárea correspondiente a cada zona en cada micrografía y secorrelacionó con la fracción de volumen obtenida a travésde cálculos en las difracciones de rayos x (figura 3, 4). Elresultado de esta correlación es la siguiente: la fase grisestá constituida principalmente por la fase TiAI-y, la cuales la mayoritaria; la zona clara está constituidaprincipalmente por la fase Ti3M-a.2 y la zona oscuraestá constituida principalmente por la fase Al3Ti. Conreferencia a la fase Alz3V4 , siendo extremadamentepequeño el valor de la fracción de volumen, estarádisgregado en pequeñisimas cantidades por todas laszonas.

Por medio del análisis cualitativo EDX, seobserva que el hierro está presente, sólo en la zonaoscura de las muestras sinterizadas por PIC en unacantidad de 1,29 % en peso y proviene posiblemente de lacápsula de acero utilizada para contener los polvos duranteel proceso de PIe. Es de notar que la cantidad de hierropresente en la aleación obtenida es probablemente baja, yaque en la difracción de rayos x no se presentó ningunalínea de difracción, por lo tanto no debe tener ningúnefecto importante en las características que se quierenconseguir.

En la figura 5 se muestra una fotomicrografía pormedio de MEB de los polvos procesados por AM,sinterizados a través de PIC (829 °C) y recocido a latemperatura de 900°C por tres horas. En la figurase muestra además de la micrografía, los análisisquímicos mediante EDX y WDX, en donde se puedeobservar que la composición reportada por EDX, esaproximadamente igual a la nominal, y que el diagramareportado en los resultados del barrido lineal de perfiles deconcentración, indica un alza en la concentración detitanio en las zonas claras. Aunque el análisis puntual noindica variaciones sensibles de % en peso del titanio,puede existir una pequeña variación no resoluble con elEDX, pero que el análisis con WDX lo muestra. Estatendencia a aumentar el titanio en la zona clara, esobservable probablemente debido a que como se ha

reportado anteriormente, las zonas claras podrían estarconstituidas principalmente por la fase Ti-Al.

Los análisis con EDX y WDX en las demás muestras,arrojan los mismos resultados arriba mencionados.

Se observaron las microestructuras de todas lasmuestras sinterizadas por PIC y recocidas a manera decomparación, en ellas se puede observar como no hayvariaciones significativas en la morfología, aunque amedida que se sube en la temperatura de recocido, sepuede notar aparentemente como la superficie presentamayor porosidad. En la muestra 745°C y recocida 1100°Cse observan poros de mayor tamaño. Este aumentoaparente en el tamaño de los poros, podría ser producidapor la coalescencia de poros más pequeños presentes en lamuestra antes del recocido, como resultado de unaincompleta sinterización.

El proceso de sinterización para un sistema realpropuesto por Pask [14], consiste de tres etapas, para unempaquetamiento irregular de partículas. Una etapa inicialcon mecanismos de transporte de masa, con porosabiertos que se cierran en parte, sin crecimiento de grano,y la tasa de densificación es irregular con un bajoporcentaje de densificación, porque existe variabilidad deempaquetamiento. Una etapa intermedia que es el periodode transición entre la etapa inicial de poros no cerrados auna etapa final de todos los poros cerrados con un ciertotiempo en el rango de una estructura de poros abiertos conalgunos poros cerrados a una de poros cerrados conalgunos poros abiertos. En esta etapa continua lasinterización, causando la densificación progresiva de lasregiones con baja densificación. Y una etapa final quecomienza con la densificación de todos los poros cerradoshasta alcanzar la densidad teórica [14].

Pask [14] demuestra que a mayor temperatura desinterización y a mayor tiempo de exposición a esatemperatura, menor es la porosidad final de la pieza, y quese tiende a una valor asistólico de la fracción de porosidad.Es entonces probable que la aparente porosidad observadaexista porque las muestras fueron sinterizadas a unatemperatura más baja de la óptima y el tiempo no fue losuficiente, permitiendo esto que la sinterización se quedaraen la etapa intermedia o inicial de sinterización. Al recocerlas muestras, especialmente a la temperatura de 1100 "C ,los poros abiertos se reunieron coalesciendo en poros detamaño niás grande, los cuales necesitarán mas tiempode permanencia a la temperatura seleccionada paradesaparecer y entonces completar la densificación.

Las observaciones realizadas sobre las aleaciones Ti-Al-V, tienden a corroborar la posibilidad de formargrano nanométrico mediante AM y el comportamiento deestas aleaciones, siguiendo una relación inversa deHall-Petch. Asimismo, se logró obtener una combinaciónde fases (<l:2 + y) de difícil obtención mediante los métodostradicionales de fusión y a temperaturas por debajo de latemperatura de fusión. Por lo antes discutido podemosconcluir:

Revista Latinoamericana de Metalurgia y Materiales, Vol. 20, N°2, 2000

4. Conclusiones

Las conclusiones principales de este trabajo son:1) Los parámetros de sinterización del polvo metálico, dela aleación nanocristalina Ti 6A14V parcialmente amorfa,que dieron un mejor resultado fueron: presión de 103 MPay temperatura de 829°C por el tiempo de 2 horas, ya quepresentaron la estructura dúplex (~ + y) esperada, untamaño de grano nanómetrico (23 nm) y una durezapromedio más elevada (1087 HV), que aquella sinterizadaa la temperatura de 745°C y a la presión de 207 MPa,tamaño de grano de 30 nm ydureza de 520 HV).2) Sinterizado mediante Pie la aleación Ti 6Al 4V enpolvo con granos nanométricos (parcialmente amorfo), seobtuvo una aleación nanoestruct~ral con fases Ti3Al-(X2'TiAl-y primordialmente y fases minoritarias A13Ti YAlz3V4.

3) La aleación nanocristalina de Ti 6Al 4V obtenida através de la preparación por medio de AM y lasinterización mediante PIC, luego de un recocido, retienela estructura cristalina dúplex deseada «X2+ y), permanececon tamaño de grano nanométrico (35nm) y aumenta sudureza respecto a la misma aleación sin recocido (1752HV).4) En la estructura final de la aleación nanocristalinaTi 6Al4V recocida a la temperatura de 900°C, 1000 °Cy 1100 "C se observan en proporciones diferentes lasmismas fases presentes en las muestras sin recocer (Ti3Al-

(X2'TiAl-y, A13Ti Y Alz3V4).

5) Como algunos materiales nanométricos citados porotros autores, los aquí estudiados aumentan su dureza alaumentar su tamaño de grano (relación inversa de Hall-Petch) hasta alcanzar un valor crítico por encima del cualla dureza disminuye. El valor crítico del tamaño de grano(34 nm) para la aleación en estudio, es observable en lamuestra sinterizada a la temperatura de 745 DC.

6. Referencias

1. F. H. Froes, C. Suryanarayana, D. Eliezer, ReviewSynthesis, properties and applications of titaniumaluminides, Journal ofMaterials Science, 27, (1992),5113,5140.

2. F.H. Froes, P. Tsakiropoulos, C. Suryanarayana, andW. Baeslack, Light Metal Synthesis for AerospaceApplications, Published in the Proceedings of theLiMat Conference, Korea, June (1993).

3. Bailey, P. G., Frontiers of High TempeMaterials, Benjamín, J. S., ed., Inco Alloys ProdncrsCo., (1981), 57-68.

4. Suryanarayana, F.H. Froes, and R. G. Rowe, RapiSolidification Processing of Titanium AlloysInternational Materials Reviews, vol. 36, -o.(1991),85-124.

5. Guo-Hao-Chen, Suryanarayana, C.and F.H. Froes.Nanostructured Formation in a Mechanically AlloyedTi-24Al-11Nb Alloy, Seventh World Conference ofTitanium, San Diego, CA. June 28-July 2 (1992).

6. F.H. Froes, D. Eylon, and H.B. Bomberger, TitanimnTechnology: Present Status and Future Trends,Published by Titanium Development Association,(1985),49-59.

7. F.H. Froes, C, Suryanarayana, Guo-Hao-CheILAbdulbaset Frefer, and Garrett R. Hyde,Nanostructured Processing for Titanium-Ba edMaterials, 10M,Vol. 44, No. 5, May, (1992), 26-29.

8. F.H. Froes, C. Suryanarayana and B. Bhaduri, GrainBoundaries in Metallic Materials, Published in theproceedings of the Workshop on " MaterialProcessing and Design Trough Better Control ofGrain Boundary Properties", Sponsored by theJapanese Fine Cerarnics Center, Nagoya, Japan, 12-13 March, (1992).

9. Alain Vassel and Froes, Synthesis of TitaniumAlloys by Powder Metallurgy, NanostructuredMaterials, and Thermochemical Processing,Published in the Proceedings of the Seventh WorldTitanium Conference, San Diego, CA, June 28-July2, (1992).

10.. Ceramic Microstructure their Analysis,Sgnificance.and Production, proceedings of the ThirdInternational Materials Symposium, ed. Richard M.Fulrath & Joseph A. Pask, John Wiley, University ofCalifornia, Berke1ey, June 13-16, (1966), 43.

11. Flinn y Trojan, Materiales de Ingeniería y susaplicaciones, 3' edición, McGraw-Hill, 1989,83.

12. George E. Dieter, Mechanical Metallurgy, i edition,McGraw-Hill, (1976), 395.

13. Klug, H.P, X ray diffraction procedures, Wiley(194),687.

14. lA. Pasdk, Grain boundary in sintering, Science ofSintering, Ed. D.P. Uskokovic Plenum Press, NewYork, 381-393, (1980).