Aleado Mecanico

2.-Bases Tericas Aleaciones de Al A.M. 10 h + 5% Al12Si < 45 m

2.1. CONCEPTOS BSICOS ACERCA DEL ALEADO MECNICO

Existen ciertas aleaciones, resultado de la combinacin de determinados

metales y otros elementos o compuestos, que son difciles de obtener por los

procedimientos tradicionales de fusin y solidificacin. Este es el caso de las formadas

con metales de muy diferente punto de fusin, las cuales no forman, en general,

soluciones slidas homogneas. En los ltimos aos se ha desarrollado una nueva

tcnica de combinacin de metales que evita muchas de las limitaciones del aleado

convencional. El aleado mecnico (mechanical alloying), crea unas verdaderas

aleaciones de metales y partculas de segunda fase (xidos, carburos, nitruros, etc.) que

son muy difciles, o imposibles, de obtener por otros medios.

2.1.1. DEFINICIN, FUNDAMENTOS Y MECANISMOS DEL ALEADO

MECNICO.

El aleado mecnico es un medio de produccin de polvos compuestos con

microestructuras controladas extremadamente finas.

Fue desarrollado como un medio para superar los dos inconvenientes en la

obtencin de aleaciones por la pulvimetalurgia tradicional, a saber, las desventajas del

mezclado de polvos y las dificultades de los polvos ultrafinos.

Se descubri que, cuando ciertas combinaciones de metales eran molidas

juntas, en ausencia de un lubricante, tendan a formar compuestos metlicos. Por otra

parte, polvos duros como el carburo de volframio que, normalmente, no forman

compuestos, pueden alearse para formar una solucin slida con un polvo blando como

el cobalto mediante molienda en un molino de bolas.

A fin de acelerar la formacin de los materiales metlicos, eliminar la

dependencia de la homogeneidad final del polvo del tamao inicial de mismo y evitar

los peligros de los polvos finos, se necesitaba un molino de mayor energa que los

convencionales de bolas.

16

Aleaciones de Al A.M. 10 h + 5% Al12Si < 45 m 2.-Bases Tericas

En un molino de alta energa las partculas de polvo metlico son

repetidamente aplanadas, fracturadas y soldadas de nuevo. Cada vez que dos bolas de

acero colisionan, atrapan partculas de polvo entre ellas. La fuerza del impacto deforma

las partculas y crea nuevas superficies de tomos. Como tales superficies se oxidan

pronto, la operacin de molienda, en la mayora de los casos, se realiza en atmsfera de

nitrgeno o de gas inerte.

En las primeras etapas del proceso, el polvo metlico es todava bastante

blando, y su tendencia es a soldarse para formar grandes partculas. Como consecuencia

se genera una distribucin amplia de tamaos de partculas, algunas 2 y 3 veces

mayores en dimetro (10 veces en volumen) que las partculas originales. Conforme el

proceso de molienda continua, las partculas se endurecen y, su habilidad para oponerse

a la deformacin sin fracturarse, disminuye.

Las partculas compuestas que se forman por soldadura de partculas ms

pequeas tienen una estructura en capas. Aunque hay pocos cambios en tamaos de

partcula despus de alcanzado el equilibrio entre la soldadura y la fractura, la estructura

de las partculas se refina constantemente.

Hay una ligera tendencia a la disminucin de la velocidad de afinamiento de la

estructura interna despus de un perodo grande de procesado debido al endurecimiento

progresivo de las partculas. La dureza es el resultado de la acumulacin de la energa

de deformacin. Finalmente se alcanza un valor de dureza constante, denominado

dureza de saturacin.

Sorprendentemente, hay poca contaminacin en la molienda por el hierro de las

bolas de acero. En el curso de la molienda las bolas llegan a recubrirse de una capa de

los metales molidos, de forma que esta capa y el polvo libre que es atrapado en cada

colisin absorben la mayor parte de la energa que se pone en juego en la colisin

impidiendo la abrasin de la superficie de las bolas.

17


En cuanto a sus posibilidades, el aleado mecnico puede producir partculas

compuestas con estructura interna homognea. El valor de este proceso es evidente

cuando se pretende hacer una aleacin que no puede ser realizada por ningn otro

medio.

El aleado mecnico se desarroll primero para aadir a las aleaciones, ciertas

fases (xidos) que son, generalmente, insolubles en lquidos. Puede ser considerado

como un modo de formar una dispersin de cualquier fase insoluble en lquido dentro

de un metal o una aleacin estipulada de un polvo metlico bastante ms dctil.

Otras propiedades del aleado mecnico son, adems de mejorar la

homogeneidad, posibilitar que la distribucin de fases y el tamao de grano sea

reducido al orden de los nanmetros (nanocristalinidad). Esto da lugar a una destacada

gran densidad de intercaras que pueden ser sintetizadas por otros mtodos. Las

propiedades de estos materiales pueden ser utilizadas directamente o bien ser empleadas

como precursores para formar fases de equilibrio con una singular microestructura.

Se han preparado aleaciones reforzadas por dispersin de almina para lograr

una distribucin ms uniforme de las dispersiones con respecto a las mismas aleaciones

preparadas por simple mezcla de Al ms xido de aluminio. Sin embargo, debido a la

tendencia pronunciada de aluminio a la soldadura en fro, se ha debido emplear en la

molienda un agente controlador del proceso (A.C.P.), cuya descomposicin, da lugar a

la formacin de dispersoides de almina y de carburo de aluminio, que tambin

contribuyen a la mejora de las propiedades de los materiales aleados mecnicamente, las

cuales son superiores a las obtenidas por otros mtodos.

Existen ya un gran nmero de aplicaciones potenciales para el proceso de

aleado mecnico. Sin embargo, con respecto a una mayor comercializacin, es

importante bajar los costes de produccin, que parece ser el principal inconveniente

para la ampliacin tecnolgica de las aplicaciones. La solucin de estos problemas

requerir, por otro lado, una profunda comprensin de los mecanismos que determinan

la formacin de la aleacin.

18


2.2. TEORA DEL REFORZAMIENTO DE METALES

El reforzamiento, en este caso, ocurre tanto por la presencia de partculas de

segundas fases (Al-Fe) como por el afino de grano producido en la molienda.

2.2.1. TEORA DEL REFORZAMIENTO POR PARTCULAS DE 2as FASES.

El reforzamiento producido por una segunda fase insoluble y finamente

dispersa en una matriz metlica se conoce como endurecimiento por dispersin [25]. Un

fenmeno de reforzamiento muy similar, el endurecimiento por precipitacin o

endurecimiento por envejecimiento, [26] se produce por tratamiento y envejecimiento

de una aleacin en la que una segunda fase es una solucin slida a elevada temperatura

pero precipita al enfriarse y envejecerse a temperatura ms baja.

Para que el envejecimiento ocurra, la segunda fase debe ser soluble a elevada

temperatura pero ha de tener una solubilidad menor al disminuir la temperatura. Por el

contrario, la segunda fase en los sistemas endurecidos por dispersin, tiene muy poca

solubilidad en la matriz, incluso, a elevadas temperaturas.

El requerimiento de la solubilidad decreciente con la disminucin de

temperatura, da lugar a una limitacin en el nmero de sistemas posibles endurecidos

por precipitacin. Por el contrario es factible, al menos tericamente, un nmero casi

infinito de sistemas de aleaciones endurecidas por dispersin, mezclando polvos

metlicos muy finamente divididos y partculas de segunda fase (xidos, carburos,

nitruros, boruros, etc.) y procesndolos por va pulvimetalrgica.

Una ventaja adicional del mtodo de endurecimiento por dispersin es que

estos sistemas son estables trmicamente a muy altas temperaturas. Estas aleaciones son

mucho ms resistentes a la recristalizacin y al crecimiento de grano que las aleaciones

monofsicas, debido a las partculas de segunda fase finamente dispersas.

19


El grado de reforzamiento resultante de las partculas de segunda fase depende

de la distribucin de las partculas en la matriz dctil. Adems de la forma, la dispersin

de la segunda fase puede describirse por la especificacin de la proporcin en volumen,

dimetro medio de partcula y espaciado medio interparticular.

Se han comprobado varios mecanismos mediante los cuales los dispersoides

pueden actuar como barreras a las dislocaciones. Por un lado se comportan como fuertes

e impenetrables partculas no coherentes a travs de las cuales las dislocaciones slo

pueden moverse por cambios agudos de la curvatura de la lnea de dislocaciones. Por

otro lado, cuando las dislocaciones pueden pasar, las partculas de segunda fase actan,

tanto las coherentes como las no coherentes, haciendo que los niveles de tensin estn

muy por encima de los requeridos para mover las dislocaciones a travs de slo la fase

matriz.

Para que una dislocacin supere en su movimiento a una partcula, pueden

ocurrir dos fenmenos. Esta ltima puede ser cortada por la dislocacin cuando las

partculas son pequeas y/o blandas, o bien pueden resistir el corte y forzar a la

dislocacin a rodearla.

2.2.2. MODELO DE ENDURECIMIENTO POR AFINO DE GRANO

La presencia de lmites de grano tiene un efecto adicional sobre el

comportamiento a la deformacin del material, ya que sirven de barrera al movimiento

de dislocaciones.

Segn el trabajo de Hall y Petch, la resistencia de un material policristalino al

movimiento de dislocaciones viene dada por:

2/1+= dkyiys (2.1)

donde:

20


ys tensin correspondiente al lmite elstico i resistencia de la red al movimiento de las dislocaciones d tamao de grano ky parmetro de ajuste

El parmetro de ajuste mide la contribucin de la dureza relativa de los lmites

de grano.

Una derivacin de esta ecuacin fue propuesta por Eshelby. El nmero de

dislocaciones que pueden ocupar una distancia L entre el origen de dislocaciones y el

lmite de grano viene dada por:

Gbdn s= (2.2)

donde:

n nmero de dislocaciones constante s tensin cortante en el plano de deslizamiento d dimetro de grano G mdulo de cortadura b vector de Burgers

Se encontr que la tensin en la parte delantera de la dislocacin es n veces

mayor que s. Cuando esta tensin lmite excede de un valor crtico c, las dislocaciones bloqueadas por los lmites de grano pueden liberarse de este freno.

Gbdn ssc

2 == (2.3)

A partir de que s es igual a la tensin aplicada menos la tensin de friccin i asociada a la resistencia intrnseca de la red al movimiento de la dislocacin, la

ecuacin (2.3) puede rescribirse como:

21


Gbdi

c

2)( = (2.4)

Podemos poner la ecuacin (2.1) en trminos de las tensiones cortantes

2/1+= dk yi (2.5)

La relacin de Hall-Petch tambin permite caracterizar el lmite elstico en

funcin de otros parmetros microestructurales como el espacio entre las lamelas de

perlita y el tamao de las colonias de martensita. Se aprecia fcilmente que las tcnicas

de afino de grano proporcionan barreras adicionales al movimiento de dislocaciones y

aumentan el lmite elstico.

Conrad ha demostrado claramente que i puede dividirse en dos componentes: ST, la cual no es sensible a la temperatura sino a la estructura, y donde las interacciones dislocacin-dislocacin, dislocacin-precipitado, y dislocacin-tomos de soluto son

importantes; y T, la cual es fuertemente sensible a la temperatura y est relacionada con la tensin de Peierls. El lmite elstico de un material puede entonces ser expresado

como

2/1++= dk ySTTys (2.6)

donde:

T efecto de la tensin de Peierls. Del orden de corto alcance (< 10) ST efecto del campo de tensiones de las dislocaciones. Del orden de largo

alcance (100-1000) kyd-1/2 efectos del tamao estructural. Del orden de muy largo alcance

(>104)

El uso universal de la relacin de Hall-Petch para caracterizar el

comportamiento de una aleacin metlica se debe hacer con precaucin, ya que otras

ecuaciones pueden, algunas veces, describir mejor la relacin tamao microestructural-

fortalecimiento observado.

22


2.3. ESTADO ACTUAL DEL PROCESADO POR ALEADO

MECNICO DEL ALUMINIO DE PUREZA COMERCIAL

El aleado mecnico (AM) es un proceso de molienda de alta energa mediante

el cual partculas de polvos metlicos se deforman intensa y repetidamente, dando lugar

a un aleado ntimo. Pueden producirse, de esta manera, polvos metlicos composites

con un fina microestructura [27]. Esta tcnica fue desarrollada originalmente por

Benjamin [28] para obtener superaleaciones de base nquel endurecidas por dispersin

de xidos y de compuestos intermetlicos. Posteriormente se ha usado tambin este

procedimiento para producir aluminio AM, por molienda de polvos de aluminio en

presencia de aditivos, tales como el negro de humo [29], conocidos por "agentes

controladores del proceso" (A.C.P.), los cuales establecen un equilibrio entre las

tendencias opuestas, a la fractura y a la soldadura, de las partculas. En metales dctiles,

estos aditivos impiden el excesivo engrosamiento de las partculas por soldadura y, al

mismo tiempo, reaccionan con el aluminio, bien durante la molienda o tras un

tratamiento trmico subsiguiente de desgasificado, introduciendo finos dispersoides

(Al2O3 y Al4C3) en la matriz [30]. Las propiedades de los materiales especficos

obtenidos por AM dependen considerablemente de las condiciones experimentales (tipo

de molienda, aporte energtico, naturaleza y cantidad del A.C.P., atmsfera, etc.).

Las caractersticas generales y los mecanismos del AM han sido descritos [31].

Las partculas de polvos de Al AM son duras y sus superficies estn cubiertas por capas

de xidos e hidrxidos. Esto origina grandes dificultades en el proceso de

consolidacin, es decir, en la fabricacin de piezas y componentes. Para conseguir una

fuerte adhesin entre las partculas, es necesario romper y desprender estas capas

superficiales. Esto precisa del empleo de procedimientos que produzcan un alto grado

de deformacin. Por ello, la consolidacin suele efectuarse mediante trabajo en caliente

(generalmente, extrusin en caliente) como la etapa principal del proceso [32, 33 y 34].

En nuestro laboratorio se ha desarrollado un procesado alternativo de

consolidacin que elimina la utilizacin de una etapa final de deformacin o extrusin

en caliente del producto. Los polvos de Al AM, eventualmente sin desgasificar, se

procesan por un procedimiento pulvimetalrgico consistente en un ciclo de prensado en

23


fro y sinterizacin en vaco. Este mtodo de consolidacin puede ser de inters en la

fabricacin de grandes series de piezas pequeas, tpicas en la industria del automvil.

2.4. ADHESIN DE POLVOS COMPACTADOS EN FRIO

La aportacin de Easterling [35] demostrando que se pueden formar uniones

metlicas en los contactos refuerza la idea de que la adhesin se produce como

consecuencia de interacciones fisico-qumicas en las superficies de contacto.

Cuando la masa de polvos metlicos se vierte en el interior de la matriz con el

fin de efectuar el prensado, las partculas descansan unas sobre otras a travs de los

puntos de contacto, usualmente asperezas. Al comenzar a aplicar presin, los contactos

habrn de soportar dicha presin adems del propio peso de los polvos. Casi desde el

primer momento, se presenta una deformacin plstica en los contactos ms

desfavorables[36] que comporta un crecimiento de las reas de transmisin de

esfuerzos.

Conforme la presin aumenta, la deformacin de las asperezas permite el

acercamiento de las partculas, dando lugar a la aparicin de nuevos puntos de contacto.

En el desarrollo de estas reas de contacto juegan un importante papel tanto la

geometra de las partculas como sus caractersticas elastoplsticas.

El posibilitar que se pongan en contacto ntimo las partculas a travs de reas

suficientemente extensas, sin embargo, no significa necesariamente que se vaya a

conseguir una alta adhesin. La presencia de capas de xidos y gases absorbidos

dificultan el verdadero contacto metal-metal, y las uniones producidas sern dbiles.

La eliminacin de los xidos superficiales mediante un tratamiento de

reduccin qumica beneficia, en cualquier caso, la obtencin de un compacto de alta

resistencia.

24


La deformacin plstica de las asperezas y de las zonas de contacto conlleva,

adems del acercamiento de las partculas, un endurecimiento por deformacin local

que requiere mayores compresiones para proseguir la deformacin, que ahora se va

generalizando a la totalidad de la partcula.

En resumen, la adhesin durante el prensado, sin dejar de reconocer que en

alguna medida pueda cooperar el enganche mecnico, puede explicarse como el

resultado de la formacin de unas uniones de naturaleza fsico-qumica entre las

partculas a travs de las reas de contacto. Partculas de forma irregular y de diferentes

tamaos promueven mayor cantidad de contactos por lo que dan lugar a compactos ms

resistentes. Del mismo modo, materiales blandos y de bajo mdulo de elasticidad

favorecen la adhesin. Las asperezas limitan la formacin de amplias zonas de contacto,

pero ms importante que su presencia en si, es su distribucin de tamaos y agudeza:

cuanto ms homogneas y menos agudas sean las asperezas, ms se favorece la

adhesin. La existencia, por ltimo, de capas superficiales de xidos o gases absorbidos

disminuye en gran medida las resistencias que pueden alcanzarse, debiendo, por

consiguiente, eliminarse mediante un tratamiento.

25


2.5. LA SINTERIZACION EN GENERAL

2.5.1. EL CONCEPTO DE SINTERIZACIN.

La masa de polvo metlico, que se ha compactado mediante presin, resulta

frgil debido al dbil enlace entre las partculas. Para remediarlo se recurre a la

sinterizacin, que consiste en calentar la masa de polvo a temperatura inferior a su

punto de fusin (temperatura de sinterizado, Ts (K)= 2/3 a 4/5 de temperatura de fusin,

Tf (K)), durante el tiempo suficiente para que las partculas se suelden y el componente

resultante, muchas veces poroso, adquiera resistencia mecnica.

Termodinmicamente es lgico que el sistema evolucione hacia un sistema

compacto, ya que la masa de polvo, debido a la gran cantidad de intercaras, tiene exceso

de energa libre, la cual tender a eliminarse cuando las condiciones lo permitan. Estas

condiciones se presentan precisamente en el proceso de sinterizacin. Por otra parte,

desde el punto de vista cintico, la movilidad atmica en estado slido es funcin de la

temperatura. Por lo tanto, para que las partculas de polvo puestas en contacto se

sintericen es necesario que los tomos estn animados de cierta movilidad lo que se

consigue aumentando la temperatura del sistema, producindose as ms zonas de

contacto.

2.5.2. SINTERIZACIN EN FASE SLIDA.

En esta sinterizacin se distinguen tres etapas:

1) El primer fenmeno observado en la evolucin de un compacto que se est

sinterizando es el crecimiento de los puentes de enlace. Las reas de contacto

de las partculas de polvo aumentan, ya que se sueldan ntimamente. Las

dimensiones del compacto varan ligeramente porque los centros de las

partculas se aproximan y la resistencia aumenta.

26


2) En la etapa de la densificacin y crecimiento de grano, las partculas

independientes empiezan a perder su identidad aumentando la densidad y los

cambios en las dimensiones de la pieza.

3) En la etapa final aparecen los poros aislados debido a la coalescencia de las

partculas. Los poros se redondean y desaparecen los pequeos, en tanto que

los mayores crecen.

2.5.3. SINTERIZACIN EN FASE LIQUIDA

Existen muchos tipos de sinterizacin, pero en todas ellas hay una

caracterstica comn, tiene lugar una reduccin de rea superficial acompaada esta de

un reforzamiento del compacto.

Cuando a la temperatura de sinterizacin coexiste una fase lquida con las

partculas slidas el fenmeno se denomina sinterizacin en fase lquida (SFL).

Usualmente, la fase lquida mejora los vnculos entre las partculas durante la

sinterizacin.

Adems de la vinculacin interparticular, durante la SFL tienen lugar otros

fenmenos entre los que podemos citar el cambio en la estructura porosa y el cambio en

propiedades del compacto como la resistencia, ductilidad, conductividad, permeabilidad

magntica, y resistencia a corrosin.

Hay bsicamente dos modos de obtener la fase lquida:

1.- Emplear una mezcla de polvos de diferente composicin qumica. Este es

el modo ms habitual. La interaccin de los polvos conduce a la

formacin de la fase lquida. La fase lquida puede ser resultado de la

fusin de un componente o de la formacin de un eutctico.

27


2.- Usar una mezcla prealeada que se calienta hasta una temperatura

intermedia entre la temperatura de liquidus y solidus.

Un requisito esencial para que la sinterizacin en fase lquida sea efectiva es

que el lquido moje [37]. La mojabilidad de un slido por un lquido es determinado por

el trabajo de adhesin () [38, 39] definida en la ecuacin (2.7) como:

= (1 + cos ) lv = sv + lv sl ( 2.7 ) Donde lv es la tensin interfacial lquido-vapor, sv es la tensin superficial de

la interfaz slido-vapor, sl es la tensin interfacial slido-lquido, y es el ngulo de

contacto.

2.5.3.1. Etapas de la sinterizacin en fase lquida.

En un caso general, en la SFL, el lquido moja al slido y adems el slido tiene

solubilidad en el lquido por lo que se origina una disminucin de la porosidad y una

reduccin de las energas interfaciales. Un sistema que presenta SFL densifica en tres

etapas [40]:

1. Reordenamiento.

Inicialmente se calienta el polvo hasta que aparece la fase lquida. Al

principio hay una rpida densificacin debida a las fuerzas capilares al mojar el

lquido al slido. Disminuye la porosidad (se minimiza la energa superficial) y

el compacto se comporta como un slido viscoso. La eliminacin de porosidad

incrementa la viscosidad del compacto y como consecuencia disminuye la

velocidad de densificacin.

28


2. Solucin-Reprecipitacin.

Cuando la densificacin y el reordenamiento disminuyen, llega un

momento en que los fenmenos de solubilidad y difusividad son dominantes. El

fenmeno ms importante que tiene lugar en esta etapa es el crecimiento de las

partculas. El crecimiento se debe a una distribucin en tamaos de las

partculas. La solubilidad de una partcula en el lquido que la rodea es

inversamente proporcional al tamao de la partcula. La diferencia de

solubilidades establece un gradiente de concentraciones en el lquido.

3. Estado slido.

Esta ltima etapa se caracteriza por una densificacin muchsimo menor

debido a la existencia de un esqueleto slido. La rigidez del esqueleto impide un

reordenamiento, aunque el crecimiento de las partculas contina. Los poros

residuales aumentarn de tamao si contienen gas encerrado provocando en el

compacto el fenmeno de tumorado (swelling). Ahora el contacto entre

partculas permite una sinterizacin slida.

2.5.3.2. Uso de eutcticos como aditivo de sinterizacin.

En trabajos anteriores en este departamento se han empleado polvos de

composicin eutctica como aditivos de sinterizacin del Al AM, en concreto, se ha

usado Al-12%Si (Al12Si). Este polvo experimenta la transformacin de fase slida a

lquida a una temperatura de 577 C. Esto significa que compactos de la mezcla de

polvos Al AM + x %Al12Si sometidos a temperaturas de 577 C o superiores sinterizan

por fase lquida por licuefaccin de las partculas primarias de Al12Si. Con el supuesto

de fases lquidas (locales) en el cuerpo de los compactos se pretende mejorar el grado de

adhesin entre las partculas por la accin cementante del lquido.

29


La presente investigacin va encaminada a mejorar el grado de sinterabilidad

de las partculas de Al mediante la adicin de un 5% de polvo de composicin eutctica

Al12Si, con un tamao de partcula menor de 45 micras, al Al AM.

2.5.4. VENTAJAS E INCONVENIENTES DE LA SFL FRENTE A LA SFS.

Desde un punto de vista tcnico la principal ventaja de la SFL es que da lugar a

una sinterizacin rpida, ya que el lquido proporciona una mayor difusin atmica que

en sinterizacin en fase slida (SFS). La accin capilar, debida al mojado del lquido

sobre las partculas slidas, proporciona una rpida densificacin del compacto. Adems

el lquido reduce la friccin interparticular con lo que se facilita el rpido

reordenamiento de las partculas slidas.

Sin embargo, no todo son ventajas en la SFL y tambin hay una serie de

desventajas. Un problema comn es el hundimiento del compacto (compact slumping)

que se caracteriza por una distorsin en la forma del compacto, y que suele deberse a un

exceso de lquido. Adems, en el compacto suelen coexistir inicialmente al menos tres

fases (slido, lquido, vapor), por lo que habr diferentes energas interfaciales. Por

ltimo, la SFL es muy rpida y los fenmenos que tienen lugar en ella, por lo tanto,

tambin lo son [41], y ello ha provocado que el tratamiento que tiene sea cualitativo,

teniendo menor predictibilidad que la SFS.

2.6. DIAGRAMA DE EQUILIBRIO AL-SI

En el diagrama de equilibrio Al-Si, figura 2.1, se observa que el aluminio

slido tiene alguna solubilidad por el silicio que a la temperatura eutctica de 577 C es

de 1.6%. En cambio, el aluminio no es soluble en el silicio o casi nulo en todo el rango

de temperatura del diagrama. El lquido eutctico tiene la composicin de Al-12.6%Si,

y en el rango de temperatura desde 577 a 650 C el lquido tiene poder de licuefaccin

sobre partculas slidas de aluminio o silicio en su contacto. No obstante, en ese rango

de temperatura estos materiales -slidos- en su forma elemental no alcanzan a fundir

slo por efecto de la temperatura, debido, a sus altos puntos de fusin de 660.5 y

30


1414 C, respectivamente. Los eventos que tienen lugar durante el ciclo trmico en el

sistema Al-Al12Si se describen a continuacin con la ayuda del diagrama de fases Al-

Si.

El calentamiento hasta la temperatura de sinterizacin (650 C) induce, en las

reas de contacto, interdifusin atmica en la frontera del par Al/Si, estableciendo, de

este modo, zonas locales de Al saturadas en silicio. Esto es confirmado por McCaldin y

Sankurt [42], y Best y McCaldin [43], en sus investigaciones sobre interdifusin en el

sistema aluminio-silicio, quienes han demostrado que el aluminio es la especie mvil

menos dominante. Asimismo, Fujikama et al. [44] quienes investigaron los coeficientes

de interdifusin en pares de difusin Al/Si, observaron que el marcador Kirkendall se

desplaz hacia las regiones ricas en silicio, indicando que los tomos de silicio difunden

ms rpidamente que los tomos de aluminio, es decir, DSi/Al > DAl/Si. Por su parte,

Vermolen y Van der Zwaag [45] desarrollaron un modelo numrico, con buen ajuste,

que describe el proceso experimental de disolucin de partculas esfricas de silicio en

una matriz de aluminio. Ellos determinaron que la energa de activacin -aparente-

requerida durante el proceso de disolucin es mayor que la requerida para la difusin.

Y, Song et al. [46] observaron, en sus estudios con composites de matriz de aluminio

puro reforzado con 40%/vol de partculas de Si, que, por debajo de 570 C, ningn

cambio microestructural fue apreciable, y, a 580 C, creacin de una nueva fase por

descomposicin de las partculas de Si debido a la reaccin eutctica.

Sobre la temperatura eutctica (577 C) se origina una fase lquida (L) en las

regiones de composicin eutctica (figura 2.2). El incremento de temperatura

subsiguiente producir un gradiente de concentracin en el charco lquido formado

como sugiere la curva de lquidus (figura 2.1.b). Es decir, el lquido (L1) en equilibrio

con el Al -slido- tiende a enriquecerse en tomos de aluminio (al desplazarse hacia el

lado izquierdo del diagrama).

El aumento de la temperatura conduce, por tanto, a la licuefaccin local del

Al en contacto directo con L1. Por ejemplo, a 577 C el lquido formado (L) tiene la

composicin Al-12.6%Si (eutctica) en la interfaz Al/Si, pero, a 650 C, L1 tiene la

composicin Al-1.5%Si. De este modo, L1 est continuamente empobrecindose de

tomos de silicio desde 12.6% a 577 C hasta 1.5% a 650 C. Estos pasan a formar

31


solucin slida con el aluminio, es decir, Al(Si), debido a la alta movilidad de esta

especie desde el lquido, la alta temperatura (650 C), y duracin de la

sinterizacin (1 h).

A su debido tiempo se habr agotado todo el silicio, no obstante, el lquido

habr persistido durante gran parte de la sinterizacin debido al proceso de disolucin

progresivo del silicio. Las zonas de difusin local en el seno de las partculas de Al,

Al(Si), en contacto directo con L1, pueden incluso sobresaturarse de silicio, ya que, a

577 C el Al disuelve un mximo de 1.6%Si que pasa a ser de 0.2%Si a 650 C, en

condiciones de equilibrio. No obstante, como estas zonas tienden al equilibrio

termodinmico, una va, unidireccional preferente, muy probable, es la de proveer

tomos de Si a las extensas regiones vecinas e intactas de Al, que, en las condiciones de

sinterizacin estn en capacidad de disolver silicio.

Hacia el final (1 h) de la etapa de sinterizacin, el lquido remanente estar

muy enriquecido en aluminio, que podr ser absorbido por las partculas de Al por

interdifusin, persistir hasta la solidificacin durante el enfriamiento.

L2

L1

577 C

650 C

(b)(a)

Figura 2.1: (a) Diagrama de equilibrio binario Al-Si, y (b) Porcin ampliada del

diagrama.

32


Regin original de Al pobre en Si

Zona de difusin

Fase Lquida

Al12Si

Al

Figura 2.2: Representacin esquemtica del proceso de disolucin del Si en el Al y

formacin de la fase lquida.

En el enfriamiento en estado de equilibrio, el lquido L1 va enriquecindose en

silicio hasta el 12.6% a la temperatura eutctica (577 C), al igual que la solucin slida

Al(Si) que lo hace hasta el 1.6%. Por debajo de esta temperatura, la solucin slida se

empobrece en silicio, difundindose estos tomos y formando una fase slida de Si. Por

otra parte, las partculas provenientes del lquido L1 precipitan en fase slida de Al y

fase slida de Si.

Al final del enfriamiento, a temperatura ambiente, queda una microestructura

formada por una fase slida Al(Si), muy pobre en silicio, una fase slida de Al,

proveniente del lquido de composicin eutctica, y una fase slida de Si, proveniente

del lquido de composicin eutctica y tambin de tomos de silicio que han sido

expulsados de la fase slida Al(Si) en el enfriamiento.

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2.1.1. DEFINICIN, FUNDAMENTOS Y MECANISMOS DEL 2.2.1. TEORA DEL REFORZAMIENTO POR PARTCULAS D2.2.2. MODELO DE ENDURECIMIENTO POR AFINO DE GRANO2.5.1.EL CONCEPTO DE SINTERIZACIN.2.5.2.SINTERIZACIN EN FASE SLIDA.

2.5.3. SINTERIZACIN EN FASE LIQUIDA2.5.3.1. Etapas de la sinterizacin en fase lqu2.5.3.2. Uso de eutcticos como aditivo de sinte2.5.4. VENTAJAS E INCONVENIENTES DE LA SFL FRENTE A LA SFS.

Aleado Mecanico

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