T E S I S · 2017-04-06 · 2 Estructura cristalina del Hierro: (a) H ierro α y δ (BCC) y (b)...

INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL

ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA

E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS

ESTUDIO DE LA PRECIPITACIÓN DE FASES

DEL SISTEMA Fe-Ni-Al

EN GRADIENTES DE COMPOSICIÓN

DIRECTOR DE TESIS:

DR. HÉCTOR J. DORANTES ROSALES

MÉXICO, D.F. 2015

T E S I S

QUE PARA OBTENER EL TÍTULO DE

INGENIERO EN METALURGIA Y

MATERIALES

P R E S E N T A :

ÁNGEL DÍAZ SALAZAR

DEPARTAMENTO DE INGENIERIA EN METALURGIA

Y MATERIALES

INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONALESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS

DEPARTAMENTO DE EVALUACiÓN Y SEGUIMIENTO ACADÉMICO

SECRETARIADE

EDUCACiÓN PÚBLICA

T-043-15México, D. F., 21 de abril del 2015.

Al C. Pasante:ÁNGEL OíAZ SALAZAR

Boleta:2010321164

Carrera:IMM

Generación:2010-2014

Mediante el presente se hace de su conocimiento que este Departamento acepta que el

C. Dr. Héctor Javier Dorantes Rosales, sea orientador en el tema que propone usted desarrollar como

prueba escrita en la opción Tesis Individual, con el título y contenido siguiente:

"Estudio de la precipitación de fases del sistema Fe-Ni-AI en gradientes de composición".

Resumen.Introducción.

1.- Antecedentes.11.- Desarrollo experimental.111.- Resultados y discusión.

Conclusiones.Bibliografía.

Se concede un plazo máximo de un año, a partir de esta fecha, para presentarlo a revisión porel Jurado asignado.

Dr. Héclo~ntes RosalesDirector de Tesis

Cedo Prof. 2220034

Dra. Lucía Te JuradoPresidente de la Aca ia de

Metalurgia Física.

C. C. p.- Control Escolar.GATA/rcr

INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONALESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA QUÍMICA E INDUSTRIAS EXTRACTIVAS

DEPARTAMENTO DE EVALUACIÓN Y SEGUIMIENTO ACADÉMICO

SECRETARIADE

EDUCACiÓN PÚBLICA T·043·15

México,D. F., 7 de julio del 2015.

Al C. Pasante:ÁNGEL DíAZ SALAZARPRESENTE

Boleta:2010321164

Carrera:IMM

Generación:2010-2014

Los suscritos tenemos el agrado de informar a usted, que habiendo procedido a revisar el

borrador de la modalidad de titulación correspondiente denominado:

"Estudio de la precipitación de fases del sistema Fe·Ni·AI en gradientes de composición"

encontramos que el citado Trabajo de Tesis Individual, reúne los requisitos para autorizar el Examen

Profesional y PROCEDER A SU IMPRESIÓN según el caso, debiendo tomar en consideración las

indicaciones y correcciones que al respecto se le hicieron.

Atentamente

JURADO

~~ \-\"",o...-h \\\.c:\-~,,,,-,,-,Dr. Víctor Manuel López Hirata

Presidente/ng. G/audia Ra~z Rodriguez

sex'~ria

Dr. Hedor Ja~es Rosa/es1er.Vocal

Dra. Lucia Gr I.~ Barriga Arceo~:: ~Or. Felipe Hernández Santiago

3er. Vocal

c.e.p.- ExpedienteGATA/rer

Agradecimientos

AGRADECIMIENTOS

Al Instituto Politécnico Nacional,

Escuela Superior de Ingeniería Química e Industrias Extractivas.

Al proyecto CONACYT (Ciencias Básicas 2013, No. 222459) por el apoyo brindado para la

realización del presente trabajo.

Al Dr. Héctor J. Dorantes Rosales

Por su paciencia y dedicación.

Ala generación 2010-2014

A mis amigos: Juan Blancas, Edgar López, Cesar Palacios, Federico Monroy.

Y los que pusieron su granito de arena: Liliana Cosmes López, Carlos Ferreira Palma, Carlo

Enrique Sosa González, Edgar Contreras Piedras, Alfredo Flores Ramos, Ismael Flores.

Dedicatorias

DEDICATORIAS

A mis primeros consejeros y maestros en la vida:

Mis padres

Florencia y Jesús

A mis hermanos y amigos que me motivan a seguir adelante, por todo y mas

gracias.

Contenido

CONTENIDO

Pág.

RESUMEN i

Lista de Figuras. ii

Lista de Tablas. v

INTRODUCCIÓN 1

Capítulo I. ANTECEDENTES TEÓRICOS

1.1 Propiedades generales y usos del Hierro 2

1.1.1 Alotropía del Hierro 2

1.1.2 Clasificación de las aleaciones de Hierro 4

1.2 Propiedades generales y usos del Níquel 5

1.2.2 Aleaciones de Níquel 6

1.3 Superaleaciones 7

1.3.1 Características de las superaleaciones 7

1.3.2 Metales base de las superaleaciones 8

1.4 Teoría de transformaciones de fase 8

1.5 Difusión en el estado sólido 9

1.5.1 El par difusor 10

1.5.2 Leyes de la difusión 12

1.6 Endurecimiento por precipitación 13

1.6.1 Condiciones para producir endurecimiento por precipitación 15

1.6.2 Tratamiento de endurecimiento del Ni por precipitación 16

1.7 Sistema Fe-Ni-Al 16

1.7.1 Aluminuros de Níquel 16

1.7.2 Aleaciones base Hierro endurecidas por partículas de NiAl 17

1.7.3 Estado del arte: trabajos previos del sistema Fe-Ni-Al 18

Capítulo II. DESARROLLO EXPERIMENTAL

2.1 Procedimiento experimental 21

2.2 Material 22

2.3 Equipos 22

2.4 Fabricación de la aleación 24

2.5 Mecanizado 25

2.6 Desbaste y pulido 25

2.7 Fabricación del par difusor 25

2.8 Tratamiento de recocido de difusión 26

2.9 Corte de laminillas 26

2.10 Tratamiento térmico de envejecido 27

2.11 Ataque electroquímico 28

2.12 Caracterización por MEB y MEB de alta resolución 28

2.13 Caracterización por microdureza 28

Contenido

Pág.

Capítulo III. RESULTADOS Y DISCUSIÓN

3.1 Análisis de los pares difusores 29

3.2 Perfiles de composición 31

3.3 Trayectoria difusiva 33

3.4 Análisis durante el envejecido isotérmico 36

3.4.1 Envejecido a 750oC 25h: gradiente en el Hierro 36

3.4.2 Envejecido a 750oC: gradiente en la aleación-Hierro 38

3.4.3 Envejecido a 800oC: gradiente en la aleación-Hierro 40

3.4.4 Envejecido a 750oC: gradiente en la aleación-Níquel 42

3.4.5 Envejecido a 800oC: gradiente en la aleación-Níquel 44

3.5 Comportamiento de la dureza 46

CONCLUSIONES 49

REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS 50

Resumen

i

RESUMEN

El estudio de la precipitación de las fases α (rica en Fe) y β ((Ni, Fe)Al) se llevó a cabo en gradientes

composicionales generados mediante pares difusores de Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe. La aleación

Fe0.34Ni0.33Al0.33, y los elementos Fe y Ni fueron previamente fundidos en un minihorno de arco

eléctrico en una atmosfera inerte de gas Ar. Los pares difusores se obtuvieron manteniendo en

contacto la superficie de cada componente bajo una presión mecánica y tratada térmicamente

mediante un recocido de difusión a 1100°C durante 72h, lo cual permitió generar una muestra con los

gradientes de composición a partir de cada unión. Se cortaron 3 secciones de la muestra que contienen

los pares difusores, las cuales fueron destinadas para su posterior tratamiento de envejecido a 750 y

800°C a diferentes tiempos, y una muestra testigo. La caracterización se llevó a cabo mediante

microscopía electrónica de barrido convencional y de alta resolución, ambos equipados con un

espectrómetro de energía dispersa de rayos X (EDS), y mediciones de dureza Vickers. Los resultados

mostraron que en el caso del par Ni- Fe0.34Ni0.33Al0.33 se generó un gradiente en el Ni de 330 μm y

610 μm en la aleación. Mientras que en el par difusor Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe, el gradiente composicional

en el Fe fue de 800 μm y 400 μm en la aleación. Cabe señalar que los pares difusores envejecidos a

las diferentes temperaturas presentaron casi el mismo gradiente que el observado en la muestra

testigo. Las trayectorias de difusión fueron graficadas en diagramas ternarios del sistema Fe-Ni-Al a

750 y 850°C. De manera general, la trayectoria de difusión de los pares difusores Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-

Fe fue: α → α + β → β + γ→ γ + γ´+ β → γ + γ´→ γ. Es importante mencionar que el estudio de la

precipitación de fases se enfocó en el campo bifásico (α + β), a partir de una aleación con composición

dentro Fe0.34Ni0.33Al0.33. El gradiente de composición generado muestra una trayectoria de difusión

fuera de la región bifásica (α + β), lo cual permitió solo analizar las zonas cercanas a la aleación. La

caracterización de la precipitación muestra que la aleación consiste de una matriz de la fase β ((Ni,

Fe)Al) con partículas precipitadas de la fase α (Fe) con morfología de cubos con caras redondeadas.

El aumento de la temperatura de envejecido promueve una menor fracción volumétrica y un mayor

tamaño de precipitado. Mientras que, el aumento en el tiempo de envejecido promueve un mayor

alineamiento y formación de grupos de precipitados atribuidos al proceso de engrosamiento. La

precipitación en el gradiente Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe muestra que la reducción en contenido de Fe

promueve una menor fracción volumétrica de precipitados de la fase hierro-α, siendo el efecto del

tiempo de envejecido el que promueve el engrosamiento de los precipitados de la fase α y con esto

la disminución de la dureza.

Lista de Figuras

ii

LISTA DE FIGURAS

Figura

Descripción Página

1 Alotropía del Hierro puro: (a) Cambios de estado dependientes de la

temperatura y (b) Efecto de la presión y la temperatura.

3

2 Estructura cristalina del Hierro: (a) Hierro α y δ (BCC) y (b) Hierro γ (FCC).

3

3 Diagrama esquemático de la clasificación de Hierro [7].

4

4 Variación de la energía potencial con respecto a la posición de un átomo.

9

5 Difusión de un átomo por vacancia.

9

6 Esquema de la difusión química entre dos metales diferentes.

10

7 Cambio de energía libre y del potencial químico durante la difusión: (a) y (b)

difusión arriba de la colina; (c) y (d) difusión debajo de la colina.

11

8 Esquema de la primera ley de difusión de Fick.

12

9 Esquema de la barrera de activación de un átomo en la red cristalina.

13

10 Diagramas de fase de las reacciones de precipitación [16].

14

11 Interacción de una línea de dislocación con partículas de precipitado.

14

12 Diagrama binario Ni-Al.

17

13 Estructura cristalina de los aluminuros de Níquel: (a) Ni3Al y (b) NiAl [20].

17

14 Sistema Fe-Ni-Al a 750oC por Bradley [24].

18

15 Diagrama isoplético del sistema Fe-Ni-Al, muestra la región bifásica α1 + α2

de interés de dicho sistema, la cual ha sido denominada como una “laguna de

inmiscibilidad”: (a) Estimado por cálculos termodinámicos y (b) Propuesto

por Bradley [24].

19

16 Esquema del procedimiento experimental.

21

17 Esquemas: (a) Mini horno de arco eléctrico marca Edmund Bühler y

(b) Muestra esquemática de la aleación obtenida por el mini horno.

24

18 Esquema de las probetas para el Hierro puro, la aleación y el Níquel puro.

25

Lista de Figuras

iii

Figura


19 Corte isotérmico a 1150°C del sistema Fe-Ni-Al.

26

20 Historial térmico realizado al doble par difusor.

27

21 (a)Micrografía por MEB en contraste composicional del par difusor y (b) Perfil

de composición del par difusor en 100 puntos por EDS Line Scan.

29

22 Perfil de composición del par difusor en 100 puntos por EDS Line Scan:

(a) Acercamiento del perfil de composición del par difusor Ni- Intercara aleación

y (b) Acercamiento del perfil de composición del par difusor Fe-Intercara

aleación.

30

23 Perfiles de composición de los pares envejecidos a 800°C a 25h de las regiones:

(a) Ni-aleación y (b) Fe-aleación y para 800°C a 100h: (c) Ni-aleación y

(d) Fe-aleación.

31

24 Perfiles de composición de las regiones: (a, c, e) Ni-aleación y (b, d, f) Fe-

aleación a 750ºC por 25h: (a, b), por 100 h:(c,d) y a 250h, (e, f).

32

25 Trayectoria de difusión del par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe recocido a

1100°C en el diagrama de equilibrio del sistema Fe-Ni-Al a 1100°C [33].

33

26 Corte isotérmico del sistema Fe-Ni-Al: (a) 850°C y (b) 750oC.

34

27 Distribución de las fases presentes en el gradiente composicional: (a) 1100°C,

(b) 800°C y (c) 750°C.

35

28 Micrografías del par difusor envejecido a 750°C -25h: (a) Intercara aleación-Fe,

(b) Perfile de composición aleación-Fe, (c, d, e) Zonas cerca, centro y final de la

precipitación y (f) Zona libre de precipitación.

37

29 Micrografías del par difusor envejecido a 750°C por 100 y 250h del lado de la

aleación unión Hierro, en las zonas: (a1, a2) Cerca de la intercara, (b1, b2) Centro

y (c1, c2) Final del gradiente de difusión respectivamente y (d1, d2) Aleación sin

gradiente.

39

30 Perfil de composición para el tratamiento de envejecido a 750°C a 100 y 250h.

40

Lista de Figuras

iv

Figura


31 Micrografías del par difusor envejecido a 800°C -100 h de la aleación: (a)

Intercara aleación-Fe, (b) Perfil de composición aleación-Fe, (c, d) Zona centro

y final de la precipitación.

41

32 Micrografías del par difusor envejecido a 750°C por 100 y 250h del lado de la

aleación unión Níquel, en las zonas: (a1, a2) Cerca de la intercara, (b1, b2) Centro

y (c1, c2) Final del gradiente de difusión respectivamente y (d1, d2) Aleación sin

gradiente.

43

33 Perfil de composición para el tratamiento de envejecido a 800°C a 100h.

44

34 Micrografías del par difusor envejecido a 800°C a 100 h del lado aleación unión

Níquel en las zonas: (a) Cerca de la intercara, (b) Perfil de composición

aleación-Ni y (c, d) Zona centro y final de la precipitación.

45

35 Micrografías de MEB que muestran las identaciones en los pares difusores:

(a) Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe posterior al tratamiento de recocido de difusión,

(b) Acercamiento unión Ni-aleación y (c) Acercamiento unión Fe-aleación.

46

36 Perfiles de dureza para las muestras tratadas: (a) Recocido de difusión, (b), (d) y

(f) a 750 ºC por 25, 100 y 250h, respectivamente. (c) y (e) a 800 ºC por 25 y 100h

respectivamente.

47

37 Comportamiento de la dureza en la aleación.

48

Lista de Tablas

v

LISTA DE TABLAS

Tabla


1 Diferencias en las estructuras: BCC y FCC. 4

2 Propiedades físicas del Ni.

5

3 Uso y consumo de Ni.

6

4 Composición, propiedades y aplicaciones de las aleaciones de Ni.

6

5 Algunas propiedades físicas de los elementos base de las

superaleaciones (Ni y Fe).

8

6 Grado de complejidad en las transformaciones de fase [14].

8

7 Composición de la aleación.

22

8 Características técnicas del mini horno de arco eléctrico [29].

22

9 Características técnicas del horno de cámara [30].

22

10 Características técnicas de la pulidora LoboPol-5 [31].

23

11 Características técnicas de la cortadora Minitom [31].

23

12 Características técnicas del microdurómetro Vickers [32].

23

13 Secuencia de los tiempos y temperaturas de envejecido.

27

14 Descripción de las fases en la trayectoria de difusión.

33

Introducción

1

INTRODUCCIÓN

El estudio de las transformaciones de fase en el estado sólido permite controlar, diseñar y mejorar

las propiedades mecánicas de los metales. Una de las transformaciones de fase que permiten

incrementar las propiedades mecánicas de los materiales es el endurecimiento por precipitación.

Dicho endurecimiento se promueve por la precipitación de partículas de segundas fases, las cuales

refuerzan una matriz dúctil. Las principales características de los precipitados son la fracción

volumétrica, morfología, tamaño y distribución. Las características de los precipitados que

promueven las mejores propiedades son aquellos que se encuentran distribuidos fina y

homogéneamente en una matriz y los que mantienen una relación de coherencia con la matriz [1,2].

Los tratamientos térmicos son un método efectivo para controlar dichas características. Un ejemplo,

son las superaleaciones base Ni que presentan excelentes propiedades mecánicas a altas

temperaturas, y el endurecimiento depende de la presencia de precipitados coherentes γ’ (Ni3Al) y

coplanares con una matriz de Ni [3]. Análogamente, las aleaciones del sistema Fe-Ni-Al pueden ser

endurecidas por la presencia de precipitados de la fase ordenados con estructura cubica centrada

en el cuerpo, los cuales también son coherentes y coplanares con la matriz. Estos precipitados

proporcionan a las aleaciones base Fe excelentes propiedades de resistencia mecánicas y a la

oxidación, cercanas a los 1000°C, lo que las hace fuertes candidatas para aplicaciones estructurales

en ingeniería por su alto punto de fusión (Tf= 1638°C). Además, poseen una densidad (5.7 g/cm3)

menor que las superaleaciones base Ni (~8 g/cm3).

El método convencional para el estudio de las transformaciones de fase (incluido el endurecimiento

por precipitación) involucra la fabricación de aleaciones con composición específica y

posteriormente analizar la cinética y propiedades inducidas mediante la aplicación de tratamientos

térmicos, generalmente de envejecimiento, a distintos tiempos. De esta manera, las aleaciones

pueden ser utilizadas en el diseño de componentes estructurales y móviles con la previa

determinación de la vida útil de las aleaciones. Por otro lado, el método del gradiente de

composición macroscópico inducido por pares difusores en el estudio de las transformaciones de

fase [4], permite analizar el comportamiento de los sistemas de aleaciones en un rango amplio de

composiciones utilizando únicamente una muestra, ya que la técnica experimental genera un

gradiente de composición.

La fabricación de pares difusores permitirá la caracterización microestructural y mecánica del

proceso del endurecimiento por precipitación en un rango amplio de composiciones del sistema Fe-

Ni-Al; permitiendo de esta manera establecer las condiciones óptimas para el procesamiento de las

aleaciones del sistema Fe-Ni-Al basados en la aplicación del método del gradiente de composición.

Por lo tanto, el objetivo del trabajo es analizar la precipitación de fases del sistema Fe-Ni-Al bajo

gradientes composicionales generados en pares difusores preparados en una muestra de Ni-

Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe envejecida isotérmicamente a 750 y 800°C por diferentes tiempos. Asimismo,

reportar las trayectorias de difusión y el efecto de la precipitación y composición en la dureza del

material.

Capítulo I

ANTECEDENTES TEÓRICOS

Micrografía electrónica de barrido que muestra la precipitación de Hierro en la matriz NiAl después del

envejecido a 750oC-250h.

I. Antecedentes Teóricos

2

Capítulo I

ANTECEDENTES TEÓRICOS

1.1. Propiedades generales y usos del Hierro

El Hierro, con símbolo químico (Fe), número atómico 26 y masa atómica relativa 55.845 g-mol-1, es

el primer elemento de los metales de transición del grupo VIII B de la tabla periódica de los elementos

químicos. El hierro puro es un metal denso (7874 kg.m-3), plateado brillante, magnético, con un alto

punto de fusión (1535°C). Además, el Hierro de alta pureza tiene tanto una buena conductividad

térmica (80,2 Wm-1K-1) como bajo coeficiente de expansión térmico lineal (11,8 μm m-1K-1) y es

conductor eléctrico (9,71 μΩ.cm) [4].

La versatilidad de este metal se debe a los cambios microestructurales mismos que dependen de

variables como elementos aleantes presentes, sus concentraciones y el tratamiento térmico de la

aleación; es decir, la temperatura, el tiempo de calentamiento a esa temperatura y la velocidad de

enfriamiento hasta la temperatura ambiente [5].

1.1.1. Alotropía del Hierro

El acero cambia de estructura de cristalización, es decir es un metal alotrópico; La información acerca

del control de la estructura de las fases de un determinado sistema se presenta en un diagrama de

equilibrio. Existen tres parámetros que afectan la estructura de las fases, a saber, temperatura, presión

y composición [5].

En la Figura 1 se ilustra el efecto de la presión y la temperatura para el metal Hierro puro; la Figura

1 (a) describe el efecto de la temperatura sobre el cambio alotrópico del Hierro puro a presión

atmosférica. Al enfriar lentamente, el hierro puro pasa por las fases gaseosa y líquida con estado

desordenado; como resultado de seguir enfriando se obtienen dos fases solidas con orden cristalino,

ambas exhiben una celda unitaria cubica.[6].

Al solidificar el material los átomos se organizan en un patrón tridimensional repetitivo. En la Figura

2 se ilustra la disposición de los átomos, la estructura cubica centrada en las caras (FCC) se conoce

como Hierro γ. La estructura cubica centrada en el cuerpo (BCC) se presenta en dos regiones de

temperatura y son conocidas como hierro δ y α.


3

Figura 1. Alotropía del Hierro puro: (a) Cambios de estado dependientes de la temperatura y (b) Efecto de la presión

y la temperatura.

Como son apreciables en la Figura 2 las estructuras cristalinas del Hierro presentan espacios vacíos

entre sus átomos llamados intersticios de forma tetraédrica y octaédrica para ambas estructuras y su

diferencia radica en que en la estructura BCC los huecos octaédricos no son simétricos; es decir, sus

átomos vecinos no se encuentran a la misma distancia. El Hierro γ a pesar de tener una estructura más

compacta, tiene intersticios más grandes y esto conduce a tener mayor solubilidad de elementos con

tamaño atómico menor, tales como C, N, H. El Hierro α, por otra parte, tiene un mayor número de

intersticios con una distancia interatómica menor y esto facilita la difusión. El ordenamiento atómico

de las estructuras FCC y BCC del Hierro conduce a diferencias en la estructura cristalina así como

de sus propiedades físicas. Estas diferencias se resumen en el Tabla 1.

Figura 2. Estructura cristalina del Hierro: (a) Hierro α y δ (BCC) y (b) Hierro γ (FCC).

Hierro α y δ Hierro γ

Tem

per

atu

ra º

C


4

Tabla 1. Diferencias en las estructuras: BCC y FCC.

Hierro α Hierro γ

Número atómico

26

26

Masa atómica (g) 55.85 55.85

Densidad (g cm-3) 7.875 7.875

Módulo de elasticidad (GPa) 215.55 215.55

Coeficiente de expansión térmica(1/K) 12*10-6 23*10-6

Diámetro atómico (nm) 0.2482

Tipo de celda BCC FCC

Parámetro de red (a) 𝑑 ∗ (

2

√3)

𝑑 ∗ √2

Átomos por celda unitaria 2 4

Volumen atómico (10-3 nm3) 11.77 10.81

Número de coordinación 8 12

1.1.2. Clasificación de las aleaciones de Hierro

Se puede clasificar a las aleaciones de hierro en tres principales grupos: aceros, aceros inoxidables y

fundiciones. Dentro del grupo de los aceros encontramos a las súper aleaciones base Hierro de interés

en el presente trabajo.

Figura 3. Diagrama esquemático de la clasificación de Hierro [7].

Aleaciones de Hierro

Aceros

Aceros Inoxidable Fundiciones

--- Al carbono --- Ferríticos --- Gris

--- De baja aleación y

resistentes a la

afluencia

--- Austeníticos --- Blanca

--- Termo mecánicos --- Martensíticos --- Otros

--- Dúplex

----- Bainíticos

----- Segundas fases

--- Ultra alta resistencia

-----Endurecimiento

secundario

----- Maraging


5

1.2. Propiedades generales y usos del Níquel

El Níquel con símbolo (Ni), número atómico 28, elemento metálico de la primera serie de los

elementos de transición en la tabla periódica [8]. Tiene alta electronegatividad además de otras

propiedades mostradas en la Tabla 2 [9], se utiliza en súper aleaciones resistentes al calor debido a su

alto punto de fusión de 1453 ºC. Forma una película de óxido adherente, con una buena resistencia a

la corrosión, especialmente por los álcalis. Tiene una estructura cristalina cúbica centrada en las caras

(FCC), que confiere ductilidad. Es ferromagnético a temperatura ambiente y muestra el

comportamiento catalítico [8].

Entre sus mayores aplicaciones se encuentra como estabilizador de la fase FCC en los aceros

inoxidables (Tabla 3). Su producción es mucho más costosa que los metales de transición vecinos

Mn, Fe, Cu y Zn. En consecuencia, su uso se limita a aplicaciones específicas donde otros metales no

pueden sustituirlo [9].

Esta combinación de propiedades lo hace único, siendo el Níquel uno de los metales más versátiles,

por lo que se utiliza en miles de aplicaciones en la sociedad actual (Tabla 4) [9].

Tabla 2. Propiedades físicas del Ni.

Densidad

Punto de fusión

Conductividad térmica

Módulo elástico

Coeficiente de expansión térmica

Resistividad eléctrica


6

1.2.2. Aleaciones de Níquel

La Tabla 4 muestra las aleaciones de Níquel. Los datos muestran claramente que las aleaciones de Ni

se fortalecen significativamente mediante elementos de aleación y por endurecimiento por

precipitación (envejecimiento) [10].

Tabla 3. Uso y consumo del Ni.

Uso Cantidad consumida (%)

Acero inoxidable 57

Acero aleado 9.5

Aleaciones a base de níquel 13

Aleaciones a base de cobre 2.3

Enchapado 10.4

Fundición 4.4

Otro 3.3

Tabla 4. Composición, propiedades y aplicaciones de las aleaciones de Ni.

Aleaciones

Resistencia a

la tracción

(lb/plg2)

Límite

Elástico

(%)

Elástico

Mecanismo de

fortalecimiento Aplicaciones

Ni puro (99.9%) 50,000

95,000

16,000

90,000

45

4

Recocido

Trabajo en frio

Resistencia a la

corrosión

Aleaciones Ni-Cu

Monel 400 (Ni 31.5%Cu)

78,000 39,000 37 Recocido

Válvulas, Bombas,

Intercambiadores

de calor

Monel K-500 (Ni-29.5%,Cu-2.7%,Al-

0.6%Ti) 150,00 110,000 30 Envejecido

Ejes, Muelles,

Impulsores

Superaleaciones base Ni

Inconel 600

(Ni-15.5%,Cr-8%,Fe) 90,000 29,000 49 Carburos

Equipos de

tratamiento térmico

Hastelloy B-2 (Ni 28%,Mo)

130,000 60,000 61 Carburos Resistencia a la

corrosión

Hastelloy G

(Ni-20%, Cr-20%, Fe-

7%,Mo+Ti,Al,Ta)

100,000 47,000 50 Envejecido Procesos químicos

MAR-M246

(Ni-10%, Co-9%, Cr-

10%,W+Ti,Al,Ta)

140,000 125,000 5 Envejecido Motores de

reacción

DS-Ni

(Ni-2%, ThO2) 71,000 48,000 14 Dispersión Turbinas de gas

Superaleaciones Fe-Ni

Incoloy 800 (Ni-46%, Fe-21%, Cr)

89,000 41,000 37 Carburos Intercambiadores

de calor


7

1.3. Superaleaciones

Ciertas clases de materiales poseen una notable capacidad para mantener sus propiedades a

temperaturas elevadas; se les denomina súper aleaciones [11]. Con el desarrollo del motor de turbina

de gas durante la segunda guerra mundial, la necesidad de materiales resistentes a la corrosión para

operar en exigentes condiciones de carga mecánica a altas temperaturas se hizo evidente. En este

punto, la industria incipiente de superaleaciones comenzó a expandirse [12]. Los aceros inoxidables,

se desarrollaron en la segunda y tercera décadas del siglo XX, sirviendo como punto de partida para

la satisfacción de los requisitos de ingeniería de alta temperatura.

Las altas temperaturas de la industria demandante han obligado a las aleaciones de base de hierro a

tomar nuevas características de resistencia a alta temperatura más allá de los de los aceros inoxidables

modificados como el 19-9DL. Las nuevas aleaciones base hierro se inventaron en Alemania y

después, se dirigieron a los Estados Unidos como A-286 o V-57, todavía están en uso hoy en día. Sus

usos son múltiples y variados, como en los componentes de las turbinas, los cohetes y los

intercambiadores de calor. Sin embargo, los requisitos de la resistencia a la termofluencia para

aplicaciones de turbinas de gas de aviones pronto fueron superando a las superaleaciones de base

hierro-níquel y también a las superaleaciones base cobalto, siendo hasta hoy en día las

superaleaciones a base de Níquel, modificadas por el endurecimiento de la fase gamma prima γ'

(Ni3Al), las que cumplen con los requisitos mecánicos y cada vez más son utilizadas [12]. La carrera

a hacer aleaciones metálicas superiores, con la capacidad de resistencia a altas temperaturas todavía

continúa.

1.3.1. Características de las superaleaciones

La primera característica es la capacidad de soportar carga a una temperatura de funcionamiento cerca

de su punto de fusión. Un criterio puede tomarse en base a la temperatura homóloga. Si la temperatura

de funcionamiento se denota como (T) y el punto de fusión como (Tm), la temperatura homóloga (τ)

se define como T / Tm; se puede establecer que para cumplir con esta característica el valor de la

temperatura homóloga debe ser mayor que aproximadamente 0.6. Por lo tanto, para una superaleación

base Ni que opera a 1000°C en las proximidades de la temperatura de fusión del níquel, 1455°C, Su

temperatura homologa (τ) es (1000 + 273) / (273 + 1455) ~ 0.75, de acuerdo con este valor esta

superaleación base Ni se clasifica como un material de alta temperatura.

Una segunda característica es tener una resistencia sustancial a la degradación mecánica durante

períodos prolongados de tiempo. Para aplicaciones de alta temperatura, una deformación dependiente

del tiempo, inelástica e irrecuperable conocida como fluencia debe ser considerada debido a la

promoción de procesos activados térmicamente [11].


8

1.3.2. Metales base de las superaleaciones

Los metales base de estas superaleaciones son los metales de transición. La densidad, punto de fusión

y las propiedades físicas de los elementos Fe y Ni se muestran en la Tabla 5.

Tabla 5. Algunas propiedades físicas de los elementos base de las superaleaciones (Ni y Fe).

Estructura

Cristalina

Punto de

fusión (◦C)

Densidad

(g cm-3)

Coeficiente de expansión

térmico (Wm-1 K-1)

Conductividad

térmica

(cal cm-2 s-1 cm-1)

Ni

FCC

1452

8.9

13.3

0.165

Fe BCC 1525 7.87 11.7 0.175

1.4. Teoría de transformaciones de fase

Los metales son cristalinos y sus átomos adoptan diversas formas cristalográficas. Algunas de estas

formas tienden a estar asociados con la mejora de características y propiedades en comparación con

otras estructuras cristalinas. Mediante la introducción de átomos, fases, o límites de grano, el

movimiento de las imperfecciones que causan la deformación se inhibe. El proceso de modificación

de la composición y microestructura permite a los materiales mayor endurecimiento. Las

superaleaciones derivan su fuerza a fases secundarias endurecedoras en solución sólida y las fases

precipitadas que se forman en la matriz son causantes del conocido endurecimiento por precipitación

[12].

Las transformaciones de fase se definen como el cambio en el arreglo de la estructura atómica, además

de este cambio estructural, las transformaciones de fase pueden producir un cambio en la

composición, una deformación o ambas. En la Tabla 6, se enlistan las transformaciones de fase en

orden de complejidad. Las transformaciones y los procesos que resultan en la producción de

estructuras típicas implican mecanismos básicos: como son la difusión, la nucleación y el crecimiento

[13].

Tabla 6. Grado de complejidad en las transformaciones de fase [14].

Cambio de estructura

Cambio de estructura + cambio de composición

Cambio de estructura + deformación

Cambio de estructura + deformación + cambio de composición.


9

1.5. Difusión en el estado sólido

La Difusión es el movimiento atómico a través del medio sólido, esta migración implica atravesar

una barrera energética, pasar de una posición a otra donde se reduzca al mínimo su energía potencial

[15].

Figura 4. Variación de la energía potencial con respecto a la posición de un átomo.

Como se puede observar en la Figura 4 haciendo una analogía del átomo con una bola sobre una

colina, la bola buscará la posición de más baja energía potencial, por lo que el sistema tiende a su

mínima energía libre por átomo (potencial químico). Tenemos entonces que la fuerza química por

átomo (i) en la dirección Z es: [14].

𝑍 = −𝜕𝜇𝑖

𝜕𝑍 (1)

Los mecanismos atómicos de difusión en materiales cristalinos están estrechamente relacionados con

los defectos. Los dos mecanismos más importantes son la difusión intersticial y por vacancias (ver

Figura 5).

Figura 5. Difusión de un átomo por vacancia.


10

1.5.1. El par difusor

Cuando dos metales o aleaciones se ponen en contacto (como en el caso de un par difusor), los átomos

comienzan a migrar a través de la interfaz de contacto. Tal diferencia de la difusión de las especies

se denomina difusión química, y se ilustra esquemáticamente en la Figura 6.para que se produzca el

proceso difusivo como se muestra en la Figura 6, los metales tienen que ser solubles entre sí, de lo

contrario, cuando cantidades suficientes de átomos se difundan en ambos metales se alcanzara la

concentración correspondiente al límite de solubilidad, y la precipitación de un segunda fase se

producirá. La difusión química representada en la Figura 6 se produce realmente por la difusión de

vacantes [16].

Figura 6. Esquema de la difusión química entre dos metales diferentes. El par difusor se compone de B puro

(círculos sólidos) y A puro (círculos sin relleno). Conforme pasa el tiempo, la mezcla de los dos

componentes se produce. En un tiempo infinito, la mezcla completa se ha logrado, en ambos lados la

composición química es idéntica [16].


11

La difusión es un proceso que conduce a una igualación de concentración [17]. Se logra por la

disminución de la energía libre. Como simple ilustración considérese la Figura 7 dos bloques de la

misma solución solida A-B, pero con diferentes composiciones son soldadas y se mantienen a una

temperatura suficientemente alta que permita que se produzca la difusión. El diagrama de energía

libre molar se muestra en la Figura 7(b) donde la energía libre molar de cada parte de la aleación será

G1 y G2 y la energía libre total será G3.

Figura7. Cambio de energía libre y del potencial químico durante la difusión: (a), (b) difusión arriba de la colina;

(c), (d) difusión debajo de la colina [2].

Además en la Figura 7(b) la energía libre disminuye hacia G4, para regular las diferencias en

concentración. Esta disminución se debe a la migración de átomos de A y B, de regiones de alta a

baja concentración. Como se puede observar en la Figura 7(e), los átomos de A y de B se difunden

de las regiones de potencial químico alto a donde es bajo [2].


12

1.5.2. Leyes de la difusión

Consideremos en primer lugar el flujo de partículas que se difunden en una dimensión (dirección x)

como se ilustra en la Figura 8 en esta se establece la primera ley de Fick, en una solución con un

gradiente de concentración habrá un flujo neto de átomos de soluto desde regiones de alta

concentración de soluto a regiones de baja concentración y por lo cual el flujo neto de soluto es

proporcional al gradiente de concentración, y se expresa como [16].

𝐽𝑥 = −𝐷(𝑑𝐶/𝑑𝑥) (2)

Aquí Jx es el flujo de partículas (flujo difusivo) y C su densidad numérica (concentración). El signo

negativo en la ecuación (2) indica direcciones opuestas entre el flujo de difusión y el gradiente de

concentración. El factor de proporcionalidad, D, se denota como el coeficiente de difusión o como la

difusividad de las especies consideradas.

Figura 8. Esquema de la primera ley de difusión de Fick.

La movilidad se relaciona con el coeficiente de difusión donde a alto coeficiente de difusión se tiene

una alta movilidad, siempre teniendo una dependencia a la temperatura. A temperatura ambiente los

metales de elevado punto de fusión tienen los mayores valores de D, y los metales de bajo punto de

fusión los más bajos valores de D [14].

La segunda ecuación de Fick describe la variación de la concentración de átomos de soluto que

difunde en el espacio y en el tiempo. Esta ecuación se deduce del balance de masa durante la difusión.

𝜕𝑐

𝜕𝑡=

𝜕

𝜕𝑥𝐷 (

𝜕𝑐

𝜕𝑥) (3)

Aunque una reacción sea favorecida termodinámicamente la consecuencia del equilibrio es impedido

a veces por diferentes factores físicos lo que nos conduce al concepto de energía de activación, una

barrera de energía que debe ser sobrepasada al fin de alcanzar el equilibrio. Arrhenius observó que el

incremento en la velocidad de las reacciones químicas con la temperatura se cumple con la siguiente

ecuación:

𝑉𝑒𝑙𝑜𝑐𝑖𝑑𝑎𝑑 = 𝑐𝑜𝑛𝑠𝑡𝑎𝑛𝑡𝑒 ∗ 𝑒−𝑄

𝑅𝑇 (4)


13

En la Figura 9 se muestra la especie reaccionante que puede ser un átomo difundiendo a través de una

red cristalina, cada mínimo en la figura será una situación de equilibrio; en el máximo los átomos

deben ser empujados el uno al otro a fin de cambiar su posición. La velocidad de las especies

reaccionantes de la Figura 9, pasan sobre la barrera de activación que está determinada por la altura

de la misma [2].

Figura 9. Esquema de la barrera de activación de un átomo en la red cristalina.

1.6. Endurecimiento por precipitación

El fortalecimiento por precipitación sigue siendo una de las maneras más eficaces en el desarrollo de

aleaciones de ultra alta resistencia. Esto se logra mediante la dispersión de partículas que funcionan

como obstáculos al movimiento de las dislocaciones [18].

Cuando se enfría una solución sólida, de tal modo que pasa por una región bifásica en el diagrama de

fases, queda sobresaturada con respecto a una nueva fase. La reacción de precipitación a la que da

lugar es [16]:

𝛼0 → 𝛼1 + 𝛼2 (5)

En la Figura 10 se ilustran las configuraciones de las reacciones de precipitación. La distribución de

fases y la evolución morfológica de los precipitados se llevan a cabo por la reacción de precipitación

(Ecuación 5), misma que está controlada por los procesos de nucleación, crecimiento, engrosamiento

y la competencia entre ellos.


14

Figura10. Diagramas de fase de las reacciones de precipitación [16].

En la teoría del endurecimiento por precipitación puede decirse que el aumento de la dureza es

sinónimo del aumento en la dificultad de mover las dislocaciones. Orowan [14] ha propuesto el

mecanismo en la Figura 11 en este caso se propone que la dislocación se dobla en forma de anillos

de dislocación (loop) alrededor de las partículas del precipitado; cuando los anillos adyacentes

intersectan sobre el lado lejano de las partículas se cancelan, esta cancelación permite que continúe

la dislocación, pero deja un anillo de dislocación rodeando a la partícula, cuyo campo de esfuerzo

aumenta la resistencia al movimiento de la dislocación siguiente.

Figura 11. Interacción de una línea de dislocación con partículas de precipitado.

α

α

α α

α α α

α0

α1+α

α0

α1+α

α0

α0

α1+α

α0

α1+α

α0

Laguna de

inmiscibilidad Disminución de la

solubilidad al disminuir

la temperatura.

Reacción

proeutectoide

Fase intermedia Laguna de

inmiscibilidad Fase ordenada

T

C

Dislocación

móvil


15

1.6.1. Condiciones para producir endurecimiento por precipitación

1.- Que dos fases sólidas de la aleación sean solubles una en otra en una amplia zona de temperaturas

y que haya además una disminución de la solubilidad de una de ellas en la otra al disminuir la

temperatura.

2.- La selección de una composición(es) adecuadas para el mayor efecto de los tratamientos de

solubilización y de envejecido. En el tratamiento de solubilización se produce una fase

sobresaturada inicial y posteriormente por el tratamiento de envejecimiento se obtienen dos fases,

una matriz así como un precipitado que puede diferir en estructura cristalina y en composición.

La física, química y las propiedades mecánicas de la aleación de las dos fases pueden variar con

el tamaño, la forma y la distribución de la fase precipitada en la microestructura.

3.- Tamaño critico de las partículas precipitadas. La máxima dureza y resistencia de las aleaciones

que se endurecen por precipitación se consigue específicamente para cada aleación y del

tratamiento térmico adecuado alcanzando el equilibrio en las propiedades [19].

La relación del precipitado con la matriz puede ser coherente o incoherente, el término coherente

tiene que ver con el grado de ajuste de la red del precipitado con respecto a la de la matriz, siendo

que para la incoherencia no hay regularidad en los planos de red entre matriz y precipitado.

Por lo tanto, los factores dominantes en el proceso de endurecimiento por precipitación son el tamaño

de la partícula precipitada, distribución de las partículas, espaciamiento entre partículas, efecto de la

perdida de coherencia y el engrosamiento de las partículas.

La fuerza motriz para el engrosamiento de precipitados en sólidos con partículas coherentes es la

relajación de la energía total ET del sistema bifásico:

ET = Esup + Einter + Edef

donde Esup es la energía interfacial que toma en cuenta la superficie total de las partículas, Einter es la

energía de interacción elástica entre los precipitados y Edef es la energía de deformación elástica

debida al desajuste de la red entre precipitado y matriz. Si la energía interfacial domina la disminución

de la energía total del sistema, como sucede para partículas pequeñas, puede esperarse una forma

esférica de los precipitados. Cuando el volumen de los precipitados aumenta, la contribución de

energía elástica se vuelve más importante y esto se manifiesta en el cambio de forma de las partículas

y su alineamiento en ciertas direcciones cristalográficas. La forma y distribución de partículas

minimiza la energía elástica de deformación durante el proceso de engrosamiento [20].


16

1.6.2. Tratamiento de endurecimiento del Ni por precipitación

La precipitación de γ' (Ni3(Al,Ti)) en una matriz rica en Níquel proporciona endurecimiento

significativo al material [21]. Esta fase intermetálica única tiene una estructura cúbica centrada en las

caras, similar a la de la matriz y una relación del parámetro de red menor del 1%. Esta estrecha

correspondencia permite una energía superficial baja y estabilidad a largo tiempo. El endurecimiento

de las aleaciones esta una función del tamaño de partícula γ'. La dureza de la aleación aumenta con

el crecimiento y control del tamaño de partícula, que a su vez es una función de la temperatura y el

tiempo.

El porcentaje en volumen del precipitado γ' también es importante porque la resistencia a alta

temperatura aumenta con la cantidad de la fase presente. La cantidad de gamma prima formada es

una función del contenido endurecedor de la aleación. El aluminio, titanio, niobio y tantalio son

formadores de γ'.

Resumiendo las fases precipitadas son funciones de la química de la aleación y el tratamiento térmico

dado al material [21].

1.7. Sistema Fe-Ni-Al

En las últimas décadas, tanto la investigación básica y aplicada se han dedicado al estudio de las

aleaciones intermetálicas [22] teniendo como base al sistema Fe-Ni-Al. Aleaciones basadas en el

sistema binario Ni-Al (ver Figura 12) son algunas de las clases más importantes y empleadas en

materiales intermetálicos.

1.7.1. Aluminuros de níquel

El diagrama de fases Níquel-Aluminio muestra dos compuestos intermetálicos estables, Ni3Al y NiAl,

formadas en el extremo rico en Ni. El compuesto Ni3Al tiene una estructura cristalina L12, un derivado

de la (FCC) estructura cristalina cubica centrada en las caras (FCC); el NiAl tiene una estructura B2,

un derivado de la estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC) (ver Figura 13). Debido a las

diferentes estructuras cristalinas, los dos Aluminuros de Níquel tienen muy diferentes propiedades

físicas y mecánicas [21].

El Aluminuro Ni3Al es de interés debido a su excelente resistencia a la oxidación a temperaturas

elevadas. Como se mencionó anteriormente, la precipitación del Ni3Al es la causa del fortalecimiento

de las superaleaciones a base de Níquel.

La fase ordenada B2 (NiAl) es de gran interés en el desarrollo de materiales para aplicaciones a altas

temperaturas, arriba de 600°C, esto se debe a su alto punto de fusión (1680°C) y su excelente

resistencia a la oxidación aunque es frágil a temperatura ambiente. Este problema se puede evitar con

la adición de fases desordenadas, un fase α rica en Hierro (BCC), y la fase γ (FCC) [22].


17

Figura 12. Diagrama binario Ni-Al.

Figura 13. Estructura cristalina de los aluminuros de Níquel: (a) Ni3Al y (b) NiAl [21].

1.7.2. Aleaciones base hierro endurecidas por partículas de NiAl

La importancia de su estudio recae en sus propiedades tales como buena conductividad térmica, baja

expansión térmica, y la eficiencia de costos. Estas son ventajosas en los aceros ferríticos para muchas

aplicaciones estructurales, en comparación con los aceros austeníticos y superaleaciones con base Ni.

Los actuales aceros ferríticos resistentes a la fluencia de las centrales eléctricas se ven reforzados por

carburos. La resistencia a la fluencia de estos materiales disminuye en ensayos de fluencia a largo

plazo, debido al engrosamiento de los carburos de fortalecimiento incoherentes.

Por el contrario, los parámetros de red del cuerpo cúbica centrada (BCC) α-Fe (0.28665 nm) y la fase

B2-ordenada NiAl (0.28864 nm, designado como 𝛽) son muy similares. Mediante el control de la

composición de la aleación y la microestructura, los precipitados 𝛽 pueden formarse en una

orientación coherente-coplanares, proporcionando la posibilidad de lograr un análogo con las

superaleación base de Ni [23].

Las aleaciones comerciales endurecibles por precipitación base Fe más comunes, que hacen uso de

partículas de tipo NiAl, son el acero 17-7 PH (17Cr-7Ni-1.2Al-0.07C, % peso) y el acero Nitralloy-

N (0.2 C-4.8Ni-1.9Al-0.5Cr-0.4 Mn-0.2Mo, % peso) [3].


18

1.7.3. Estado del arte: Trabajos Previos del sistema Fe-Ni-Al

Los estudios de aleaciones del sistema Fe-Ni-Al [24-29] se atribuyen al desarrollo de aleaciones

comerciales como aceros inoxidables PH y aceros maraging que tienen como base los elementos del

sistema. Asimismo, las aleaciones magnéticas Alnico se basan en el sistema Fe-Ni-Al-Co [24].

El diagrama Fe-Ni-Al fue estudiado por Kiuchi, Bradley y Taylor, los cuales observaron la falta de

miscibilidad del sistema Fe-Ni-Al. Posteriormente, S. Ming y col. [24] estudiaron dicho sistema

basado en el uso de pares difusores. Los resultados confirmaron la presencia de una laguna de

inmiscibilidad entre las fases: α1 (fase desordenada rica en Fe) y α2 (fase ordenada NiAl), dentro de

la cual se encuentran las composiciones de las aleaciones comerciales anteriormente mencionadas y

estableciendo las bases de superaleaciones base hierro fortalecidas por los precipitados ordenados de

la fase β (o α2) del tipo B2 (NiAl) [25].

La Figura 14 muestra un corte isotérmico a 750°C del diagrama ternario del sistema Fe-Ni-Al

propuesto por Bradley [24]. A partir de dicha figura se puede observar los diagramas binarios Fe-Ni,

Ni-Al y Fe-Al, así como las fases del diagrama ternario. La región de interés de dicho sistema es la

región bifásica α1 + α2, la cual ha sido denominada como una “laguna de inmiscibilidad cerrada” o

“laguna de inmiscibilidad tipo isla”, debido a que ningún binario presenta dicha laguna. Asimismo,

la Figura 14 se muestra una línea isotérmica “XY”, a partir de la cual se realizaron los diagramas de

equilibrio de la Figura 15.

El trabajo reportado por Hao y col.[24] muestra que existe una falta de miscibilidad desarrollando

una cresta a lo largo de la línea de transición orden-desorden estimado por cálculos termodinámicos,

ver Figura 15(a). Este resultado es comparado con el de Bradley de la Figura 15(b), el cual difiere en

que la cresta presenta una forma tipo embudo.

Figura 14. Sistema Fe-Ni-Al a 750oC por Bradley [24].


19

Figura 15. Diagrama de equilibrio del sistema Fe-Ni-Al, muestra la región bifásica α1 + α2 de interés de dicho

sistema, la cual ha sido denominada como una “laguna de inmiscibilidad: (a) Estimado por cálculos

termodinámicos y (b) Propuesto por Bradley [24].

Tem

per

atu

ra º

C

Tem

per

atu

ra K

Concentración

Desorden

(b)

Orden

(a)

Tem

per

atu

ra º

C


20

Estudios de la precipitación de la fase β en una matriz ferrítica α.[3] muestran que existe un cambio

morfológico de los precipitados del sistema Fe-Ni-Al-Mo cuando son envejecidos a diferentes

tiempos a una temperatura de 973 K (700°C). Se observó tres morfologías de los precipitados β (NiAl)

que ocurren durante el envejecido: Esférica → cúbica → Paralepípedos. Las partículas de tamaños

menores a 50 nm presentaron una morfología esférica o cúbica con los bordes redondeados, y para

tamaños de partícula mayores a 50 nm su forma es rectangular o de paralepípedos. Asimismo, las

intercaras de los precipitados con morfología rectangular presentaron una orientación preferencial

con la matriz en las direcciones <100>. Por otra parte, la cinética de engrosamiento de la precipitación

durante el envejecido isotérmico es más lento cuando se minimiza el desajuste reticular y la

dependencia del engrosamiento es más pronunciada en aleaciones con fracciones volumétricas de

precipitación más bajas. Los parámetros de red del precipitado (NiAl) y la matriz; son funciones del

tiempo de envejecimiento.

Stallybrass [25] investigó el endurecimiento de aleaciones ferríticas del sistema Fe-Ni-Al-Cr.

Precipitados ordenados (Ni, Fe)Al muestran un incremento de la resistencia a altas temperaturas con

respecto a aleaciones convencionales base Fe. Sin embargo, durante el enfriamiento al aire

(normalizado) desde altas temperaturas, se forman precipitados secundarios y de menor tamaño que

rodean a los precipitados generados a alta temperatura, los cuales afectan la ductilidad. Los resultados

mostraron que la ductilidad puede ser mejorada mediante el uso de tratamientos de envejecido en dos

etapas.

Dayananda [26] llevó a cabo estudios de difusión a 1000°C, utilizando pares difusores solido-solido,

reportando perfiles que indican que el Fe y Al interdifunden más rápido que el Ni en la fase B2; esta

conclusión es consistente con los coeficientes de interdifusión reportados; indicando que las

interacciones de difusión entre Fe, Ni, y Al son importantes y que los coeficientes de difusión varían

sensiblemente en función de la composición.

Teng C. T. [27] estudió el efecto de la precipitación en las propiedades mecánicas, encontró que la

resistencia a la fluencia aumenta a mayor fracción volumétrica de precipitados B2, mientras que la

ductilidad tiene tendencia opuesta, y además se encontró que a baja solubilidad del Al, favorece un

aumento de ductilidad. Los cálculos termodinámicos se utilizaron para cuantificar la fracción de

volumen de precipitado B2.

En estudios recientes, Contreras y col. [28] emplearon el método del gradiente de composición

macroscópico para el estudio de la precipitación de la fase β' en aleaciones del sistema Fe-Ni-Al

durante tratamientos térmicos de envejecido isotérmico. La fracción volumétrica de los precipitados

incrementa con el aumento en contenido de Ni y Al para todos los casos. El cambio de la morfología

de los precipitados fue de cubos redondeados a placas alargadas. La cinética de engrosamiento de los

precipitados cumple con las teorías modificadas de Lifshitz, Slyozov y Wagner (LSW) [20]. La

resistencia al engrosamiento de los precipitados disminuye con el aumento en la fracción volumétrica.

Capítulo II

DESARROLLO EXPERIMENTAL

Micrografía Electrónica de Barrido que muestra al doble par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe.

II. Desarrollo Experimental

21

Capítulo II

DESARROLLO EXPERIMENTAL

2.1. Procedimiento experimental

La precipitación de fases en el sistema Fe-Ni-Al fue estudiada mediante una aleación modelo

Fe0.34Ni0.33Al0.33, con el objetivo de obtener diferentes composiciones tratadas a una misma

temperatura y un mismo tiempo utilizando el método del gradiente composicional por pares difusores.

La Figura 16 muestra el esquema del procedimiento experimental que se llevó a cabo en el presente

trabajo.

Figura 16. Esquema del procedimiento experimental.


22

2.2. Material

La aleación se realizó a partir de elementos puros de Ni, Fe, Al. La Tabla 7 muestra la pureza de los

elementos y la composición de la aleación.

2.3. Equipos

Las Tablas 8-12 muestran los equipos y sus características experimentales usadas en el presente

estudio.

Tabla 7. Composición de la aleación.

Elemento Pureza (%w) Composición (% at)

Fe 98.98 36

Ni 99.95 33

Al 99.99 31

Tabla 8. Características técnicas del mini horno de arco eléctrico [29].

Equipo Mini horno de arco eléctrico

Marca: Edmund Bühler

Horno para fusiones de laboratorio por medio de la generación de arco eléctrico, con

sistema de refrigerado por agua.

Datos de Operación

Cantidad : de 5 - 20 g por carga

Temperatura: hasta 3500°C, dependiendo de la cantidad

Crisol de aleación de cobre, Bomba de vacío, sistema de bombeo HVT52 / G, medidor de

alto vacío, control de flujo de agua, enfriadores de recirculación.

Tabla 9 Características técnicas del horno de cámara [30].

Equipo Horno de cámara

Marca: Carbolite CWF 1200

Horno de calentamiento por medio de resistencias para tratamiento térmico.

Datos de Operación

Tamaño de cámara 13 litros

Temperatura: Temperaturas máximas de 1200°C

La irradiación de gran alcance en la cámara asegura una buena uniformidad

térmica.


23

Tabla 10. Características técnicas de la pulidora LoboPol-5 [31].

Equipo Pulidora

Marca: Struers LaboPol-5

Máquina de pulido para preparación metalográfica.

Datos de Operación

Velocidad : variable, 50-500 rpm

Dosificación de Agua y paños intercambiables.

Tabla 11. Características técnicas de la cortadora Minitom [31].

Equipo Cortadora

Marca Struers Minitom

Máquina, automática de corte de precisión para seccionado de espécimen

metálico y de cerámica.

Datos de Operación

Tamaño de muestra Tamaño máximo de 30 milímetros de diámetro

Velocidad : variable, 100-450 rpm

El objeto se sujeta en un brazo móvil.

Tabla 12. Características técnicas del microdurómetro Vickers [32].

Equipo Microdurometro Vickers automático

Marca Future-Tech serie FM7249

Microdurometro con objetivos de 10x a 50x,

Pantalla digital y táctil.

Datos de Operación

Carga: Desde 1 gf hasta 2 kgf.

Memorización de lecturas.


24

(1) (2)

(3)

2.4. Fabricación de la aleación

La fusión se realizó en un mini horno de arco eléctrico (ver Figura 17 (a)), bajo condiciones de

atmosfera de gas Argón y un enfriamiento controlado, su principio es producir un arco eléctrico

mediante la transferencia de electrones entre el electrodo móvil y el material a fundir, alcanzando

temperaturas de 3500°C logrando la fusión independiente del hierro puro, la aleación con la

composición mencionada y por último la fusión del Ni puro.

Los elementos de la aleación se colocaron en la platina misma que se cierra herméticamente, y

mediante una campana que cuenta con recuadros de cristal (sombras), permiten observar su interior.

Se realiza vacío para evitar que el metal reaccione con el aire en su interior y se introduce argón para

desplazar el aire remanente. El proceso de vacío e inyección de argón se realiza al menos tres veces.

Un arco eléctrico se produce con un electrodo de Tungsteno, el cual se manipula con una manija.

Dicho arco se coloca encima de los metales hasta conseguir la fusión. Para asegurar la homogeneidad

de la aleación, se funde la aleación al menos dos veces. Se deja enfriar la aleación obteniendo la forma

de botones o monedas con dimensiones próximas a un diámetro de 3 cm con espesor de 1 cm (ver

Figura 17 (b)).

Figura 17. Esquemas: (a) Mini horno de arco eléctrico marca Edmund Bühler y (b) Muestra esquemática de la

aleación obtenida por el mini horno.

(a) (b)

(2) Electrodo Móvil

(3) Control de voltaje

(1) Manómetro


25

2.5. Mecanizado

Se maquinaron probetas de 10x5x4 mm; para el Hierro puro, la aleación y el Níquel puro (ver Figura

18)

Figura 18. Esquema de las probetas para el hierro puro, la aleación y el níquel puro.

2.6. Desbaste y pulido

Las probetas (aleación, Hierro y Níquel) se desbastaron mecánicamente con lijas de granos cada vez

más finos de carburo de silicio (240, 320, 400, 600, 1500, 2000 y 4000) el objetivo es producir

superficies planas con rayas muy finas en un solo sentido, al final entre cada lija la muestra se limpió

con agua y alcohol.

Posteriormente, la aleación, el Hierro y el Níquel se pulieron a espejo mediante el pulido grueso con

alúmina (Al2O3) de tamaños de partícula 0.05 µm y un pulido fino con silica coloidal 0.02µm.

El pulido empleado en el presente trabajo se realizó en una maquina pulidora marca Struers con paños

de pelo corto al que se le suministró la suspensión abrasiva y como lubricante se utilizó jabón líquido.

Finalmente las muestras fueron limpiadas con alcohol y secadas con aire caliente.

2.7. Fabricación del par difusor

La fabricación del par difusor consistió en poner en contacto las caras pulidas del Fe y Ni a cada lado

de la aleación sujetadas mediante un dispositivo de acero inoxidable que ayuda a que no se separen,

las probetas ya en el dispositivo se encapsulan en tubo de cuarzo al vacío (10-4torr) [20], empleando

un sistema de vacío con purga de gas inerte argón, así como, una flama de propano para el cierre del

tubo de cuarzo.


26

2.8. Tratamiento de recocido de difusión

El tratamiento térmico de recocido por difusión se realizó en un horno CWF 1200 a una temperatura

de 1100°C, por un tiempo de 72 h, con control de temperatura (± 2°C) con la finalidad de unir la

aleación con el Hierro y el Níquel, así como, de inducir el gradiente de composición.

La Figura 19 muestra un corte isotérmico a 1150°C, del sistema Fe-Ni-Al [33]. En dicho diagrama se

marca la composición de la aleación, la cual se encuentra dentro del campo de fase β (NiAl), la cual

al unirse con el Hierro y el Níquel permite generar un gradiente entre ambos. Además se obtiene una

solución sólida sobresaturada misma que es retenida mediante su enfriamiento al aire [25].

Figura 19. Corte isotérmico a 1150°C del sistema Fe-Ni-Al.

2.9. Corte de laminillas

El par difusor se cortó en laminillas de 3 mm de espesor empleando una cortadora Minitom con disco

de diamante y agua para evitar el calentamiento de la muestra. Se tomó una laminilla y se preparó

metalográficamente para caracterizarse por Microscopía Electrónica de Barrido (MEB),

corroborando la formación del gradiente de composición; empleando las técnicas de análisis de

composición en modo línea, punto y área.

Después de este análisis todas las muestras por separado son encapsuladas al vacío en tubo de cuarzo.

Composición de la aleación

realizada.

V


27

2.10. Tratamiento térmico de envejecido

Este tratamiento permitió inducir la precipitación de fases endurecedoras y se realizó en el horno

CWF 1200 las muestras fueron enfriadas al aire [25]. En la Figura 20, se muestra el historial térmico

empleado en el presente estudio y la Tabla 13 los tiempos de envejecido que han llevado las muestras

tratadas.

Figura 20. Historial térmico realizado al doble par difusor.

Tabla 13. Secuencia de los tiempos y temperaturas de

envejecido.

Temperatura Tiempo (h)

750°C *

25

100

250

850°C * 25

100 *el control de temperatura (± 2°C)


28

2.11. Ataque electroquímico

Con la finalidad de revelar la precipitación de las fases intermetálicas se procede a revelar su

microestructura mediante ataque electroquímico, requiriendo las muestras preparadas

metalográficamente. El ataque se realizó en una celda electroquímica con un ánodo (el par difusor) y

un cátodo de grafito a un voltaje de 3 V y por un tiempo de 3 a 4 segundos. El reactivo de ataque está

compuesto por 10% de HCl y 90% vol. de metanol.

2.12. Caracterización por MEB y MEB de alta resolución

La caracterización por Microscopia Electrónica de Barrido se realizó en un microscopio JEOL-6300

equipado con un espectrómetro de energía dispersa (EDS) a una distancia de trabajo de 15 mm y un

voltaje de aceleración de 20kV.

Su principio es la incidencia de un haz de electrones sobre la muestra, dicho haz va barriendo la

superficie a analizar mientras un detector capta la cantidad de electrones emitidos por la muestra, lo

que forma la imagen con las variaciones de contraste.

2.13. Caracterización por microdureza

La dureza se midió en un microdurómetro Vickers, con una carga de 100 g por un tiempo de 12

segundos. El ensayo se basa en la resistencia que opone el material a ser penetrado, el penetrador o

identador tiene geometría piramidal con base cuadrada de diamante, el resultado de la identación es

la formación de una huella en forma de rombo, la medición se realiza linealmente de extremo a

extremo del par difusor (Hierro-aleación-Níquel). El procedimiento técnico se ha basado en la norma

ASTM-E384-99 [34].

Capítulo III.

RESULTADOS Y DISCUSIÓN

Micrografía Electrónica de Barrido que muestra la precipitación de Hierro y la fase gamma FeNi en la

zona de la aleación unión con Hierro después del envejecido a 750oC-100h.

III. Resultados y Discusión

29

Capítulo III

RESULTADOS Y DISCUSIÓN

3.1. Análisis de los pares difusores

La Figura 21 muestra el análisis elemental por MEB-EDS del doble par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-

Fe. En la Figura 21 (a) se muestra una flecha que indica el inicio y final del barrido lineal de EDS. El

doble par difusor presentó una microestructura de granos columnares, además de contener

porosidades en las intercaras (Figura 21 (a)) esto debido a imperfecciones en su unión mecánica

durante el recocido de difusión. La caracterización por MEB mediante EDS, permitió la identificación

composicional en cien puntos de toda la sección transversal del par difusor; la composición real de la

aleación a partir de este análisis es Fe0.36Ni0.33Al0.31. De acuerdo con el método del gradiente

composicional los elementos han migrado debido a la diferencia en concentraciones (Figura 21 (b)).

Figura 21. (a) Micrografía por MEB en contraste composicional del par difusor y (b) Perfil de composición del par

difusor en 100 puntos por EDS Line Scan.

Intercara (a)

0 1000 2000 3000 4000 5000

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

FeNi

Fe-33%Ni-31%Al

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Ni

Al

Fe

(b)


30

La Figura 21 muestra que es posible la generación de gradientes de composición y por lo tanto de los

pares difusores. Es decir, el recocido de difusión a1100°C permitió la unión de los metales así como

la generación del gradiente de composición. Los perfiles de composición de los gradientes generados

Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33 y Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe se muestran a mayor detalle en las Figuras 22(a-b),

respectivamente. Se puede apreciar claramente el 100% de Ni (Figura 22(a)) y del Fe (Figura 22(b)),

además de la composición nominal de la aleación. Asimismo, se pone como origen a la unión entre

ambos materiales donde el valor en distancia es cero.

De acuerdo con el perfil de composición, el gradiente de composición en el Ni es 330 μm y 610 μm

a partir de la intercara Ni-aleación (Figura 22 (a)). El gradiente composicional en el Fe es 800 μm y

400 μm a partir de la intercara Fe - aleación (Figura 22(b)).

Figura 22. Perfil de composición del par difusor en 100 puntos por EDS Line Scan: (a) Acercamiento del perfil de

composición del par difusor Ni- Intercara aleación y (b) Acercamiento del perfil de composición del par

difusor Fe- Intercara aleación.

-400 -200 0 200 400 600 800

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

Ni

Al

Fe

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Ni

(a)

Fe-33%Ni-31%Al

330 m

610 m

-600 -400 -200 0 200 400 600 800 1000

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

(b)

Fe

%

Ele

me

nto

Distancia (m)

Ni

Al

Fe

400 m

Fe-33%Ni-31%Al

800 m


31

-400 -200 0 200 400 600 800 100012001400

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

% E

lem

en

to

8000C-25h

Fe

Fe-33%Ni-31%Al

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

(b)

3.2. Perfiles de composición

En las Figuras 23-24 se muestran los perfiles de composición para los tratamientos térmicos de

envejecido a 800 y 750°C, respectivamente. En dichas figuras se colocó un cero (0) como origen de

la unión de los metales. La comparación de los perfiles de composición obtenidos correspondientes

a los tratamientos de envejecido a 800ºC por 25, 100 h (Figura 23) y a 750ºC por 25, 100, 250 h

(Figura 24) reveló que no existe una diferencia significativa en la longitud del gradiente durante el

envejecido en comparación con el gradiente generado por el tratamiento de recocido de difusión [35].

Sin embargo, en los análisis lineales de la Figura 24 (c) y (d), se observa una discrepancia debido a

que los pares difusores fueron tomados de diferentes muestras.

Figura 23. Perfiles de composición de los pares envejecidos a 800°C a 25h de las regiones: (a) Ni-aleación y (b) Fe-

aleación y para 800°C a 100h: (c) Ni-aleación y (d) Fe-aleación.

-400 -200 0 200 400 600

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

Ni

Fe-33%Ni-31%Al

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

8000C-100h

(c)

-600 -400 -200 0 200 400

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

% E

lem

en

to

FeFe-33%Ni-31%Al

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

8000C-100h

(d)

-600-400-200 0 200 400 600 800 100012001400

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

%

Ele

me

nto

8000C-25h

Ni

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

(a)


32

Figura 24. Perfiles de composición de las regiones: (a, c, e) Ni-aleación y (b, d, f) Fe-aleación a 750ºC por 25h: (a,b),

por 100 h:(c, d) y a 250h, (e, f).

-1000-800-600-400-200 0 200 400 600 8001000

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

% E

lem

en

to

FeFe-33%Ni-31%Al

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

7500C-25h

(b)

-1000-800-600-400-200 0 200 400 600 800 1000

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

Fe-33%Ni-31%Al

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

Ni

7500C-25h(a)

-1000-800-600-400-200 0 200 400 600 800 1000

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

% E

lem

en

to

FeFe-33%Ni-31%Al

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

7500C-100h

(d)

-800-600-400-200 0 200 400 600 800 10001200

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

(c)

Fe-33%Ni-31%AlNi

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

7500C-100h

-50 0 50 100

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

% E

lem

en

to

Fe

Fe-33%Ni-31%Al

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

7500C-250h

(f)

-400 -200 0 200 400

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

NiFe-33%Ni-31%Al

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Fe

Ni

Al

7500C-250h(e)


33

3.3. Trayectoria difusiva

La trayectoria difusiva de los pares difusores posterior al recocido se determinó graficando las

composiciones obtenidas por EDS-MEB en un corte isotérmico del diagrama ternario Fe-Ni-Al a

1100°C [33], como se muestra en la Figura 25 y que permitieron identificar las fases involucradas en

el gradiente composicional, la descripción de estas fases se muestra en la tabla 4. A partir de dicha

figura, la trayectoria difusiva general es:

Fe→α → α + β → β + γ→ γ + γ´+ β → γ + γ´→ γ→ Ni.

Este resultado involucra que solo las composiciones cercanas a la intercara con la aleación se

encuentran en la región monofásica de la fase β y algunas composiciones del gradiente se encuentran

en la región bifásica β + γ.

Figura 25. Trayectoria de difusión del par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe recocido de difusión a 1100°C en el

diagrama de equilibrio del sistema Fe-Ni-Al a 1100°C [33].

Fase Descripción

α BCC rica en Fe

β BCC (Fe, Ni)Al

γ FCC (Fe, Ni)

γ' FCC Ni3Al

b)

(b)

Tabla 14. Descripción de las fases en la

trayectoria de difusión.


34

De acuerdo con la bibliografía [28], la región de interés para las aleaciones del sistema Fe-Ni-Al ricas

en Fe basa su resistencia en la precipitación dentro del campo bifásico (α + β) [33], por lo tanto, las

composiciones fueron ubicadas a 850 y 750°C para determinar las posibles fases a obtener durante

los posteriores tratamientos a estas temperaturas. Los resultados muestran que a 850 y 750°C (Figura

26 (a y b), respectivamente), la aleación se localiza en la zona bifásica de interés α + β, con algunas

aleaciones del gradiente dentro de la misma, las cuales son más a 750°C debido a que la región

bifásica se expande al disminuir la temperatura [33].

Para apreciar mejor las fases presentes en el gradiente, las regiones del diagrama ternario fueron

sobrepuestas en la Figura 26, y el resultado se muestra en la Figura 27, donde se observan que el

gradiente más grande corresponde a la zona bifásica β+γ.

Figura 26. Corte isotérmico del sistema Fe-Ni-Al: (a) 850°C y (b) 750oC.

(a)

(b)


35

Figura 27. Distribución de las fases presentes en el gradiente composicional: (a) 1100°C, (b) 800°C y (c) 750°C.

b)

-600 -400 -200 0 200 400 600 800 1000

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

Distancia (m)

%

Ele

men

to

Fe

-400 -200 0 200 400 600 800

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

(c)

750oC

'

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Ni

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

(b)

800oC

% E

lem

en

to

'

Ni

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

%

Ele

me

nto

+

+

Fe

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

%

Ele

men

to

Ni

Al

Fe

Fe-33%Ni-31%Al

800 m

Fe

400 m

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

% E

lem

en

to

(a)

Ni

Al

Fe

610 m

Fe-33%Ni-31%Al

330 mNi

1100oC


36

3.4 Análisis durante el envejecido isotérmico

3.4.1 Envejecido a 750°C 25h: gradiente en el hierro

En la Figura 28 se presenta la precipitación de la fase intermetálica β (NiAl) en el gradiente generado

con el par difusor Fe-Fe0.34Ni0.33Al0.33 y en la región correspondiente al Fe. En este caso, los

precipitados tienen un contraste claro, los cuales están embebidos en una matriz de la fase α rica en

Fe. De acuerdo a las composiciones del gradiente mostradas en la Figura 28 (b), en la intercara con

el Fe, se encuentran las fases α+β+γ, las cuales son identificadas claramente en la Figura 28(a).

Mientras que la precipitación correspondiente al campo bifásico α + β del lado del Hierro se extiende

por aproximadamente 100 μm (ver Figura 28(b)). Tres zonas representativas a diferentes distancias

de la intercara del par difusor mostradas en las Figuras (c-e) indican una diferencia de tamaño y

distribución de los precipitados β (NiAl) (fase blanca) en la matriz de Hierro-α (fase oscura), así

como, la ausencia de precipitados (Figura 28(f)). Por lo tanto, la reacción de precipitación que ocurre

es [36]:

αss→ α + β (6)

Cabe señalar que la fase β (Fe,Ni)Al, es una fase ordenada con una estructura cúbica centrada en el

cuerpo (BCC) del tipo B2 (CsCl) y la matriz es de Hierro con estructura (BCC). Este tipo de

precipitados solo fueron encontrados para esta trayectoria difusiva debido a que solo se atraviesa una

pequeña zona bifásica de la región del gradiente con mayores concentraciones de Hierro.


37

Figura 28. Micrografías del par difusor envejecido a 750°C -25h: (a) Intercara aleación-Fe, (b) Perfiles de

composición aleación-Fe, (c,d,e) Zona cerca, centro y final de la precipitación y (f) Zona libre de

precipitación.

γ

γ

(a)

(c)

(e)

(d)

(f)

β

Matriz-α

-400 -300 -200 -100 0 100 200 300 400

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

%

E

lem

en

to

Distancia (m)

(b)

Ni

Al

Fe


38

3.4.2 Envejecido a 750°C: gradiente en la aleación-hierro

En la Figura 29 se presenta la secuencia de micrografías de la evolución de los precipitados de Hierro

después del tratamiento térmico a 750oC por 100 y 250 h, la cual fue observada que ocurrió en la

región de la aleación a partir de la intercara con el Hierro. Se analizó la zona del gradiente generado

en la aleación, la cual presentó precipitados de Hierro-α (fase oscura) en la matriz NiAl (fase clara),

lo cual concuerda con la bibliografía [33], debido a que el gradiente de composiciones se encuentra

en la zona rica en NiAl [33], las zonas de precipitados fueron tomadas a partir de la intercara

Fe0.36Ni0.33Al0.31-Fe (Figura 29(a1,2)) y aproximadamente cada 50μm de distancia entre las zonas de

las Figuras 29(b-d1,2). Las Figuras 29 (a1, b1, c1 y d1) corresponden al envejecido durante 100h,

mientras las Figuras 29 (a2, b2, c2 y d2) corresponden al envejecido durante 250h.

La evolución de los precipitados a partir de la intercara con respecto a la distancia y el tiempo de

envejecido fue que: el incremento en la distancia promueve que los precipitados disminuyan en

tamaño y en fracción volumétrica. Mientras que, el efecto del tiempo de envejecido es que las

partículas crecen en tamaño y disminuyen en cantidad (Figura 29 (b 1,2)-(c 1,2)).

La distancia analizada se puede observar en la Figura 30 donde se muestra nuevamente el gradiente

composicional remarcando que la región analizada fue de 0 a -200μm (región β+α). Cabe señalar que

en la zona de la intercara cercana al 0 de la Figura 30, las fases identificadas fueron α+β+γ [33], las

cuales concuerdan con lo observado en las micrografías de las Figuras 29(a1 y a2) donde las zonas

claras corresponde a la fase γ, y los precipitados a la fase α y la matriz a la fase β (NiAl). El análisis

de la Figura 30 también involucra que la región cerca de la intercara tiene un mayor contenido de Fe

(más al centro de la región bifásica β+α) [33] y disminuye conforme se aleja de la intercara. Por lo

tanto, la aleación más alejada de la intercara (aleación) presenta una fracción volumétrica menor que

la aleación cerca de intercara, lo cual se observa claramente en las Figuras 29(b2) y (d2) después de

250h a 750°C.

El efecto del tiempo de envejecido está relacionado con un posible engrosamiento clásico de

precipitados donde los precipitados grandes crecen a expensas de los pequeños y el número de los

mismo disminuye como lo propone la teoría clásica de engrosamiento propuesta por Lifshitz, Slyozov

y Wagner (LSW) [20], lo cual ocurre para todas composiciones del gradiente mostradas en la Figura

30. Adicionalmente se observó que los precipitados envejecidos a 250 h presentan cierta alineación

preferencial de sus intercaras y entre sí mismos con morfologías rectangulares y en placas con

intercaras planas, lo cual son fenómenos atribuido a las interacciones elásticas entre matriz y

precipitado que ocurren durante su engrosamiento [20].


39

Figura 29. Micrografías del par difusor envejecido a 750°C a 100 y 250h del lado de la aleación unión Fe. En las

zonas:(a, a1) Cerca de la intercara, (b, b1) Centro y (c, c1) Final del gradiente de difusión respectivamente

y (d1,d2) aleación sin gradiente.

γ

α

(a1) (a2)

(b1) (b2)

(c1) (c2)

(d1) (d2)

Matriz-β

α

γ γ


40

Figura 30. Perfil de composición para el tratamiento de envejecido a 750°C a 100 y 250h.

3.4.3 Envejecido a 800°C: gradiente en la aleación-Hierro

La Figura 31 muestra el análisis de la precipitación que ocurre a 800°C durante 100h en la intercara

aleación-Fe. Como se mencionó anteriormente en la sección 3.3 y las Figuras 24 y 25, aparentemente

a 800°C no existe un gradiente composicional notable del campo bifásico α+β, en la aleación. Sin

embargo, en la Figura 31 se observa un pequeño gradiente el cual presenta precipitados alineados

con intercaras planas de la fase α (oscuras) en una matriz de la fase β (gris), los cuales colindan con

una región de fases β+γ, donde la fase blanca es la fase γ (Fe-Ni) y son señaladas de la Figura 31(a).

Esta región concuerda con la trayectoria difusiva en la Figura 31(b). Asimismo, micrografías de las

regiones a 100 y 200μm, se muestran las Figuras 31(c) y (d). Dichas figuras muestran características

similares de tamaño, cantidad y distribución de precipitados de la fase α.

(1,2)

-400 -300 -200 -100 0 100 200

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

Ni

Al

Fe

Distancia (m)

%

Ele

men

to


41

Figura 31. Micrografías del par difusor envejecido a 800°C -100 h del lado de la aleación: (a) Intercara aleación-Fe,

(b) Perfil de composición aleación-Fe, (c,d) Zona centro y final de la precipitación.

γ

(a)

(c) (d)

Matriz-β

α

-600 -400 -200 0 200 400 600 800 1000

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

Distancia (m)

%

Ele

men

to

+

+

Fe

Ni

Al

Fe

(b)


42

3.4.4 Envejecido a 750°C: gradiente en la aleación-Níquel

En la Figura 32 se presenta la precipitación de fases generadas en el gradiente del par difusor Ni-

Fe0.34Ni0.33Al0.33 a partir de la intercara Ni hacia la aleación después del tratamiento térmico a 750oC

por 100 y 250 h. El análisis de este gradiente permitió observar claramente a las fases β (NiAl) y γ

(Fe-Ni) como se muestra en las Figuras (a1) y (a2) fases que concuerdan con el análisis del perfil de

composición de la Figura 33, donde a distancias más cercanas a la composición nominal de la aleación

se observan tres fases donde las zonas claras corresponde a la fase γ, la fase β (gris), y la fase α

(oscura) propiamente en la aleación se observan dos fases (α+ β) los precipitados a la fase α y la

matriz a la fase β las cuales concuerdan con lo observado en las micrografías de las Figuras 32(b1-d1)

y (b2-d2). Las Figuras 32 (a1, b1, c1 y d1) corresponden al envejecido durante 100h, mientras las

Figuras 31(a2, b2, c2 y d2) corresponden al envejecido durante 250h.

El análisis de la Figura 33 también involucra que la región cerca de la intercara tiene un mayor

contenido de Ni y disminuye conforme se aleja de la intercara. La evolución de estas fases con

respecto a la distancia y el tiempo de envejecido fue que las partículas crecen en tamaño y disminuyen

en cantidad (Figura 32 (b1, 2)-(d1, 2)).


43

Figura 32. Micrografías del par difusor envejecido a 750°C a (a) 100 y (b) 250h del lado de la aleación unión Ni Las

zonas: (a1, a2) Cerca de la intercara, (b1, b2) Centro y (c1, c2) Final del gradiente de difusión

respectivamente y (d1, d2) Aleación sin gradiente.

γ

γ

γ

γ

γ

(a1) (a2)

(b1) (b2)

(c1) (c2)

(d1) (d2)

Matriz-β

α


44

Figura 33. Perfil de composición para el tratamiento de envejecido ha envejecido a 750°C a 100 y 250h.

3.4.5 Envejecido a 800°C: gradiente en la aleación-Níquel

La Figura 34 se presenta la evolución de precipitación que ocurre a 800°C durante 100h en la intercara

aleación-Ni. Como se mencionó anteriormente en la sección 3.4.4 y analizando la Figura 34 (b)

aparentemente a 800°C la región de la aleación cercana a la intercara tiene un mayor contenido de Ni

y disminuye conforme se aleja de la intercara además de que no existe un gradiente composicional

notable del campo bifásico α+β, en la aleación.

El análisis de la zona del gradiente generado en la aleación ha permitido la observación de las fases

β (NiAl) y γ (Fe-Ni) como se muestra en la Figura 34(a). Asimismo, micrografías de las regiones

(α+β), las cuales presentan precipitados de Hierro-α (fase oscura) en la matriz NiAl (fase clara), lo

cual concuerda con la bibliografía debido a que el gradiente de composiciones se encuentra en la zona

rica en NiAl [33], se muestran las Figuras 34(c), (d) y (e). Dichas figuras muestran características

similares de tamaño, cantidad y distribución de precipitados de la fase α.

(1,2)

-400 -200 0 200 400 600 800

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

'

% E

lem

en

to

Distancia (m)

Ni

Al

Fe


45

Figura 34. Micrografías del par difusor envejecido a 800°C a 100 h de la de la aleación unión Níquel en las zonas:

(a) Cerca de la intercara, (b) Perfil de composición aleación-Ni y (c, d) Zona centro y final de la

precipitación.

γ

(a)

(c) (d)

(e)

α

Matriz-β -400 -200 0 200 400 600 800

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

% E

lem

en

to

(b)

Distancia (m)

'

Ni

Ni

Al

Fe


46

3.5. Comportamiento de la Dureza

En la Figura 35 se presentan las micrografías del par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe después de la

medición de microdureza Vickers en la condición de recocido de difusión. En esta figura se pueden

observar los cambios en tamaño de las identaciones a partir de los elementos puros Fe y Ni, las cuales

presentan identaciones de mayor tamaño que es referido a una baja dureza. La zona de la aleación

presenta identaciones con menor tamaños atribuible a una dureza mayor con respecto a la de los

elementos puros, como es apreciable en las amplificaciones cerca de las intercaras Ni-

Fe0.34Ni0.33Al0.33 (Figura 35 (b)) y Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe (Figura 35(c)). Este mismo efecto de tamaño

de identación se presentó posteriormente a los tratamientos de envejecido a 750 y 800oC por

diferentes tiempos.

Figura 35. Micrografías de MEB que muestran las identaciones en los pares difusores: (a) Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe

posterior al tratamiento de recocido de difusión, (b) Acercamiento unión Ni-aleación y (c) Acercamiento

unión Fe-aleación.

La Figura 36 (a-f) presenta los perfiles de dureza medidos de extremo a extremo del par difusor,

tratado por el recocido de difusión, tratamiento de envejecido a 750oC a los tiempos de 25, 100 y 250

h y envejecido a 800oC a los tiempos de 25 y 100 h.

El comportamiento de la dureza en el perfil confirma lo observado en las micrografías de la Figura

35 donde hay un incremento gradual en dureza a partir de los elementos puros hasta la aleación donde

se alcanzan los valores más altos de dureza. Estos aumentos en dureza son atribuibles a los

mecanismos de reforzamiento por solución sólida y por segundas fases.

Ni Fe Fe0.34Ni0.33Al0.33

(a)

(b) (c)


47

0 1000 2000 3000 4000 500050

100

150

200

250

300

350

400

450

500

Fe-33%Ni-31%Al

Distancia (m)

HVN TT RECOCIDO

Du

reza V

ickers

(H

VN

)

Ni

(a)

Fe

0 1000 2000 3000 4000 500050

100

150

200

250

300

350

400

450

500

(d)

FeNi Fe-33%Ni-31%Al

Du

reza V

ickers

(H

V)

Distancia (m)

HV 7500C- 100h

0 1000 2000 3000 4000 500050

100

150

200

250

300

350

400

450

500

(c)

FeFe-33%Ni-31%AlNi

Ni

Du

reza V

ickers

(H

VN

)

Distancia (m)

HVN 8000C- 25h

1000 2000 3000 4000 500050

100

150

200

250

300

350

400

450

500

(f)

Ni

Fe

Fe-33%Ni-31%Al

Fe

Du

reza V

ickers

(H

V)

Distancia (m)

HVN 7500C - 250h

Figura 36. Perfiles de dureza para las muestras tratadas:

(a) Recocido de difusión, (b), (d) y (f) a 750 ºC por 25, 100

y 250h, respectivamente. (c) y (e) a 800 ºC por 25 y 100h

respectivamente.

0 1000 2000 3000 4000 500050

100

150

200

250

300

350

400

450

500

FeFe-33%Ni-31%AlNi

NiFe

Du

reza V

ickers

(H

VN

)

Distancia (m)

HVN 750 - 25h

(b)

0 1000 2000 3000 4000 500050

100

150

200

250

300

350

400

450

500

(e)

Ni

Fe-33%Ni-31%Al

Fe

Du

reza V

ickers

(H

V)

Distancia (m)

HVN 8000C- 100h


48

La Figura 37 muestra la gráfica del cambio de dureza en la aleación respecto al tiempo de envejecido

para 750 y 800°C, donde a 800°C a 25h la dureza en la aleación disminuye, sin embrago a 100h la

dureza en la aleación se mantiene respecto a la dureza inicial de la aleación antes del tratamiento de

envejecido. La disminución de dureza a 750°C para los diferentes tiempos de envejecido es más a las

250h.

Figura 37. Comportamiento de la dureza en la aleación.

Se sabe que las propiedades mecánicas de una aleación se ven afectadas fuertemente por la

distribución y el tamaño de las fases precipitadas. El comportamiento de la dureza para el par difusor

puede explicarse por la formación y cambio morfológico de las fases precipitadas. De acuerdo con el

análisis de los precipitados visto en la sección 3.4, el aumento de temperatura de envejecido de 750

a 800oC provoca la formación de precipitados con mayor tamaño, presentando una menor fracción

volumétrica de fases precipitadas.

La disminución de dureza es atribuido a la evolución de los precipitados coherentes de Hierro en la

matriz de NiAl, es decir se presenta el efecto contrario a un tratamiento de endurecimiento por

precipitación ya que los precipitados suaves de Hierro permiten disminuir la dureza de la matriz dura

de NiAl, a los tiempos tratados estos precipitados sufren cambios morfológicos y perdida de

coherencia con la matriz, efecto denominado engrosamiento [20].

0 50 100 150 200 250

360

370

380

390

400

410

420

430

440

Tiempo de envejecido (h)

750OC

800OC

Du

reza

Vic

ke

rs (

HV

)

Conclusiones

49

CONCLUSIONES

A partir de la caracterización por Microscopia Electrónica de Barrido y mediciones de microdureza

Vickers del doble par difusor Ni-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Fe envejecido a 750 y 800°C por diferentes tiempos

se concluye que:

1. La generación de gradientes de composición en la aleación Fe0.34Ni0.33Al0.33 permitieron el

estudio de la precipitación de fases posterior al tratamiento de envejecido de acuerdo con la

siguientes reacciones: βss→ β + α, y αss→ α + β.

2. La trayectoria difusiva a 1100°C en los pares difusores Fe-Fe0.34Ni0.33Al0.33-Ni fue:

Fe→α → α + β → β + γ→ γ + γ´+ β → γ + γ´→ γ →Ni; la cual no mostró un comportamiento

lineal.

3. Es posible estudiar la precipitación de fases a partir de la trayectoria difusiva del par difusor

posterior al recocido de difusión a 1100°C.

4. El estudio de la formación y la evolución de los precipitados en la aleación a partir de la

intercara con Fe indica que:

(a) El incremento en la distancia con respecto a la intercara con el Fe promueve que los

precipitados disminuyan en tamaño y en fracción volumétrica, atribuido a la disminución

del contenido de hierro.

(b) El efecto del tiempo de envejecido es que las partículas crecen en tamaño y disminuyen

en cantidad, con cambios morfológicos de semiesféricos a formas rectangulares y placas

alargadas.

5. La pérdida de dureza de la aleación se asocia al engrosamiento de precipitados de hierro, los

cuales aparentemente son coherentes con la matriz de NiAl. La aleación envejecida a 750oC

por 250 h presentó la menor dureza.

Referencias Bibliográficas

50

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T E S I S · 2017-04-06 · 2 Estructura cristalina del Hierro: (a) H ierro α y δ (BCC) y (b)...

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