Procesamiento de Superaleaciones Base Níquel por Metalurgia de Polvos

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1 Procesamiento de Superaleaciones Base Níquel por Metalurgia de Polvos Enrique Rocha Rangel Departamento de Mecatrónica, Universidad Politécnica de Victoria Luis Caballero No. 1200, Col. Del Maestro, 87070, Cd. Victoria, Tamaulipas, México Tel. (834) , ext. 1013, Fax (834) , RESUMEN A través de técnicas de metalurgia de polvos se fabrico una superaleación base níquel, la aleación obtenida fue homogenizada y envejecida a diferentes temperaturas y tiempos respectivamente. De las mediciones de propiedades mecánicas realizadas en las muestras se tiene que el tiempo de envejecido ejerce una influencia importante en las mismas, ya que mayores tiempos de envejecido se ven reflejados en aumentos de la resistencia a la tensión con una consecuente disminución de la dureza de esta. De las observaciones de las microestructuras se determinó la formación de precipitados del tipo Ni x Ti y mismos que se ubican en zonas intragranualres de la matriz siendo estos los responsables de la mejora en la resistencia a la tensión de la aleación fabricada, estos precipitados tienen su origen durante el envejecido de la aleación por largos periodos de tiempo. Palabras clave: Superaleaciones, níquel, precipitados, metalurgia de polvos. ABSTRACT Through powder metallurgy techniques it was fabricated a nickel-based superalloy, the obtained alloy was homogenized and aged at different temperatures and times respectively. From the realized mechanical properties measurements it has that the aging time exerted a significant influence on those, because increases in aging times are reflected in increases in tensile strength with a consequent decrease in the hardness of the alloy. Microstructures observations show the formation of Ni x Ti y precipitates, same those are localized in intragranular zones of the matrix and are the responsible for improving the tensile strength of the made alloy, these precipitates result during the aging of the alloy for long periods of time. Keywords: Superalloys, nickel, precipitates, powder metallurgy. INTRODUCCIÓN Las superaleaciones son aleaciones metálicas que contienen grandes cantidades de diferentes elementos metálicos, las cuales se conciben con la idea de obtener un metal que presente la combinación de alta resistencia mecánica y a la corrosión a elevadas temperaturas [1]. Dentro de estos nuevos materiales, se encuentran las superaleaciones de níquel mismas que presentan un buen comportamiento mecánico a temperaturas cercanas a los 1000 C [2]. Estas aleaciones presentan una microestructura muy peculiar, que es la causante de sus excelentes propiedades, en donde se tiene una distribución en dos fases, gamma (γ) y gamma prima (γ ). La fase gamma es una solución sólida centrada en las caras que actúa como matriz, mientras que la fase gamma prima es una dispersión de precipitados ordenados del tipo intermetálico, responsables de la gran resistencia de las superaleaciones [3, 4]. Debido a sus propiedades, las aleaciones base 27

2 níquel son empleadas en aplicaciones donde se requiere resistencia mecánica a elevadas temperaturas como seria en la construcción de: álabes de turbinas, cámaras de combustión, reactores químicos, válvulas para motores de combustión interna, etc. [5]. Las superaleaciones de níquel, normalmente se fabrican mediante la fusión de una pieza de níquel y agregando a esta cierta cantidad de otros elementos metálicos, tales como Cr, Al, Ti ó Co, con los que se busca formar la fase gamma prima. Debido a que el contenido de los elementos de aleación es alto en este tipo de materiales y a las bajas solubilidades de estos elementos en el níquel cuando ocurre la solidificación, se tienen fuertes problemas de segregación de los elementos aleantes durante su enfriamiento. Recientemente, apareció una técnica de fabricación de este tipo de aleaciones; denominada solidificación rápida, gracias a la cual los metales fundidos se enfrían a muy altas velocidades evitando así en buena medida la segregación [2]. Las superaleaciones así fabricadas tienden a ser bastante homogéneas y presentan alta resistencia mecánica. Sin embargo, este tipo de procesamiento es costoso y requiere equipo especial para llevarlo a cabo. La Metalurgia de Polvos es una técnica que permite fabricar las aleaciones tradicionales y facilitan la creación de nuevas aleaciones que se dificulta o que jamás se hubieran obtenido por medio de las técnicas convencionales [2]. En esta técnica un material en polvo es acondicionado mediante molienda mecánica, prensado y posteriormente sinterizado a elevadas temperaturas, sin alcanzar su punto de fusión con lo que se obtienen productos con alto valor agregado, dado sus muy peculiares microestructuras, mismas que se ven reflejadas en elevadas propiedades mecánicas. El objetivo de este trabajo es fabricar una superaleación base níquel por medio de la técnica de metalurgia de polvos, combinada con diferentes tratamientos térmicos practicados en las aleaciones resultantes. Asimismo, se realiza una caracterización mecánica y microestructural en las mismas. EXPERIMENTACIÓN Los materiales que se emplearon para el estudio fueron polvos obtenidos por el método de atomización, los que presentaban tamaño de partícula inferior a 5 µm y pureza de 99.99% para el caso de C, Co, Cr, Ti, Fe y Al (Aldrich, USA). El polvo de níquel tenía una forma filamentosa con tamaños de partícula inferiores a 1 µm y con pureza de 99.9% (Aldrich, USA). La cantidad de polvos metálicos utilizados fue aquella que permitiera obtener una aleación base Ni con la siguiente composición química expresada en % peso: 58% Ni, 19.5% Cr, 18% Co, 2.4% Ti, 1.4% Al, 0.3% Fe y 0.065% C, que corresponde a la composición de las superaleaciones de níquel, denominadas comercialmente como N-90 y que son ampliamente utilizadas debido a sus elevadas propiedades mecánicas [6, 7]. Una vez pesados los polvos, estos se agregaron en un molino de bolas con elementos de molienda de zirconia y fueron molidos y mezclados durante 24 h a 250 rpm. Durante la molienda se uso alcohol isopropílico como agente controlante del proceso, el cual tiene la función de evitar un excesivo soldado de las partículas metálicas por efecto de la deformación plástica de las mismas durante la molienda mecánica. Con los polvos molidos se prepararon por prensado uniaxial a 250 MPa, pastillas cilíndricas de 1 cm de diámetro por 0.3 cm. de espesor. Posteriormente, estas muestras fueron sinterizadas a 1305 C durante 1 h, el calentamiento y el enfriamiento se llevaron a cabo a velocidades constantes e iguales a 10 C/min. Para evitar la oxidación de los polvos metálicos, la sinterización se llevo a cabo en un horno con atmósfera de nitrógeno. A continuación un grupo de muestras se homogenizó a 1065 C mientras que otro se homogenizó a 1000 C, durante 2 h en ambos casos. Finalmente, todas las muestras se envejecieron a 350 C 28

3 durante diferentes tiempos (0.5, 1, 2 y 3 h). Las muestras finales fueron caracterizadas de la manera siguiente: La microestructura se observo con ayuda de microscopios óptico y electrónico de barrido, este ultimo equipado con un detector por espectroscopia de difracción de rayos-x (EDX) con el que se hizo análisis elemental en la aleación fabricada. Las propiedades mecánicas fueron evaluadas mediante mediciones hechas en base a normas de la ASTM. Para ello se determinó la dureza Rockwell C y la resistencia a la tensión. Cabe mencionar que de cada propiedad evaluada se realizaron diferentes mediciones, reportándose en las curvas correspondientes resultados de la desviación estándar obtenida en cada una de ellas. RESULTADOS Y DISCUSIÓN La densidad de las muestras sinterizadas se midió a través del método de Arquímedes, de donde resulto que la densidad medida de un total de 8 muestras, correspondió en promedio al 96.84% de la densidad teórica de la aleación, es decir en las muestras hay aproximadamente el 3.16% de porosidad. Si bien la densificacíon alcanzada por las muestras no fue del 100%, se puede decir que el grado de densificación obtenido por las mismas es aceptable y es de esperarse que con los valores de porosidad presentes en estas muestras se puedan alcanzar buenos valores de resistencia mecánica de las mismas. Microestructura Las microestructuras de las muestras sinterizadas a 1305 C por 1 h, y posteriormente homogenizadas a 1065 C por 2 h y envejecidas a 350 C por diferentes tiempos observadas con un microscopio óptico se presentan en la Figura 1. Como puede observarse en estas micrografías la microestructura es muy similar para todos los tiempos de envejecido. En estas microestructuras se observa la presencia de granos equiaxiales con tamaños promedio que oscilan entre 10 y 20 micras. La homogeneidad de la microestructura es buena, Por otro lado, se observa poca porosidad en las mismas, lo que está acorde a las mediciones de densidad realizadas por el método de Arquímedes. En estas microestructuras el grano debe corresponder a una solución sólida base níquel con los diferentes elementos de aleación disueltos en dicho metal principalmente Cr y Co. La aparición de los precipitados intermetálicos posiblemente formados por él Ni con algunos de sus elementos de aleación como el Ti no se alcanzan a observar en estas micrografías, lo que significa que si estos precipitados se formaron deben de ser muy pequeños. Asimismo, en los límites de grano (zona obscura) se observa la existencia de lo que parece ser una fase vítrea, la cual tendría su origen en los múltiples compuestos de bajo punto de fusión que se pueden formar por la combinación del Ni y los elementos de aleación durante la etapa de sinterización [8]. La formación de esta fase líquida seguramente favoreció la densificación de la súper aleación. La microestructura de la muestra sinterizada a 1305 C por 1 h, homogenizada a 1065 C por 2 h y envejecida durante 2 h a 350 C observadas en un microscopio electrónico de barrido se muestra en la Figura 2. En esta micrografía nuevamente se observa una microestructura con granos equiaxiales de diferentes tamaños, en donde aparecen granos menores a 10 micras y granos con tamaños de poco más de 10 micras. Aquí la formación de la fase vítrea en los límites de grano es más clara. A las magnificaciones en que fueron tomadas estas micrografías pereciera que se observan algunos precipitados dentro de los granos de la matriz, mismos que se observan de color más claro que la matriz. Una nueva 29

4 observación es el acabado superficial rugoso que tienen los granos de la muestra, lo cual posiblemente se deba al proceso de deformación que sufren los polvos originales durante la etapa de molienda. Sobre la superficie de estas muestras se observa una grieta creciendo de manera intergranular y transgranular lo que puede ser un indicativo de un comportamiento frágil durante la falla de este tipo de aleación. Figura 1. Micrografías tomadas con un microscopio óptico de las microestructuras de las muestras homogeneizadas a 1065 C y envejecidas a diferentes tiempos. 30

5 Figura 2. Micrografías tomadas a diferentes magnificaciones con un microscopio electrónico de barrido de las microestructuras pertenecientes a la muestra homogeneizada a 1065 C y envejecida a 350 C durante 2h. Con la idea de descubrir la formación de algunos precipitados en la matriz de níquel, la microestructura fue amplificada 8,000 veces, observándose la micrografía que se presenta en la Figura 3 en donde se comprueba la aparición de pequeños precipitados con tamaños sumamente finos y menores a 1 µm. Como se comento líneas arriba estos precipitados se encuentran localizados en zonas intragranulares de la matriz. Con ayuda de un análisis realizado por EDX se determinó que los precipitados corresponden a compuestos intermetálicos del tipo Ni x Ti y. Un espectro típico de EDX obtenido luego de realizar un análisis puntual sobre varios precipitados de la microestructura se presenta en la misma figura 3. Figura 3. Micrografía tomada a grandes magnificaciones con un microscopio electrónico de barrido de la microestructura perteneciente a la muestra homogeneizada a 1065 C y envejecida a 350 C durante 2h. Y espectro EDX resultante del análisis puntual realizado en las partículas claras ubicadas dentro de algunos granos de la matriz de níquel. Con la idea de comprobar que todos los elementos de aleación permanecieron en la muestras luego de la etapa de fabricación de la superaleación se practicó un análisis por EDX sobre diferentes zonas de la microestructuras de varias de la muestras y el resultado es que efectivamente el método de procesamiento aquí seguido para la obtención de la aleación deseada permitió determinar que no hubo perdida de ningún elemento aleante. En la Figura 4 se muestra un espectro de EDX típico obtenido para la muestra sinterizada a 1305 C por 1 h, homogenizada a 1065 C por 2 h y envejecida durante 2 h a 350 C. Como puede observarse en este espectro los elementos principales de aleación inicialmente agregados están presentes. Sin embargo, igualmente se observa un pico correspondiente a oxígeno lo que indica que una parte de los elementos de aleación se oxidaron durante el procesamiento de la aleación deseada. Dureza Los resultados de las mediciones de dureza en las muestras sinterizadas a 1305 C, homogenizadas a 1000 y 1065 C y posteriormente envejecidas a 350 C durante 31

6 diferentes tiempos se presentan en la Figura 5. Como puede verse en esta figura en todos los casos en la medida que el tiempo de envejecido es mayor la dureza de las muestras tiende a decrecer, asimismo, se tiene que a menores temperaturas de homogeneizado esta dureza igualmente es menor. La explicación de este comportamiento tiene su origen en el crecimiento anormal de los precipitados formados durante el tratamiento de envejecido. La dureza reportada para este tipo de aleación obtenida por fusión es de 30 RC [8], como se ve aquí se tienen valores de dureza muy próximos a este, lo que es indicativo de que los resultados de dureza aquí medidos están acordes a lo reportado en la literatura, de manera tal que si se logran controlar y establecer mejor las condiciones del procesamiento para fabricar este tipo de aleación por medio de metalurgia de polvos se podrá obtener una aleación con mejores características mecánicas. Figura 4. Espectro EDX obtenido en la muestra sinterizada a 1305 C por 1 h, homogenizada a 1065 C por 2 h y envejecida durante 2 h a 350 C. 32

7 Figura 5. Dureza de las superaleaciones sinterizadas a 1305 C, homogenizadas a 1000 y 1065 C y posteriormente envejecidas a 350 C a diferentes tiempos. Resistencia a la tensión Los resultados de las mediciones de resistencia a la tensión en las muestras sinterizadas a 1305 C, homogenizadas a 1000 y 1065 C y posteriormente envejecidas a 350 C durante diferentes tiempos se presentan en la Figura 6. Como es de esperarse si la dureza de un material disminuye su resistencia aumenta [3]. Tal y como se observa en la figura 6 la resistencia de la aleación es mayor en la medida que el tiempo de envejecido también se incrementa. Si bien las variaciones en resistencia no son muy significativas, estas se dan, lo que indica que todas y cada una de las condiciones del procesamiento tienen una fuerte influencia en las características finales de las aleaciones fabricadas y lo que da pauta a optimizar estas condiciones para fabricar la aleación con las mejores características mecánicas. En este caso el causante de los incrementos en la resistencia mecánica de estas aleaciones es la formación de compuestos intermetálicos del tipo Ni x Ti y tal y como se ha reportado en la literatura [8]. 33

8 Figura 6. Resistencia a la tensión de las superaleaciones sinterizadas a 1305 C, homogenizadas a 1000 y 1065 C y posteriormente envejecidas a 350 C a diferentes tiempos. CONCLUSIONES A través de técnicas de metalurgia de polvos se fabricaron exitosamente superaleaciones base níquel. Las propiedades mecánicas dependen fuertemente de las condiciones de homogenizado y sobre todo de los tiempos de envejecido. Teniéndose mejores valores de resistencia a la tensión a tiempos largos de envejecido y altas temperaturas de homogenizado. La formación durante el envejecido de precipitados de compuestos intermetálicos del tipo Ni x Ti y tienen una marcada influencia en las propiedades mecánicas evaluadas. REFERENCIAS 1. C. J. McMahon Jr., Structural Materials, Merion Books, (2004). 2. J. K. Wessel, The Handbook of Advanced Materials, John Wiley & Sons, (2004). 3. J. F. Shackelford and W. Alexander, Materials Science and Engineering Handbook, CRS Press, Boca Raton Florida, pg. 1-95, pdf

9 Ficha Bibliográfica: Enrique Rocha Rangel es doctor en ciencias con especialidad en metalurgia y materiales, el cual obtuvo en la ESIQIE-IPN. Actualmente es Profesor-Investigador de tiempo completo en el Departamento de Mecatrónica de la Universidad Politécnica de Victoria. Su línea de investigación principal es en lo referente al procesamiento y caracterización de materiales metálicos, cerámicos y compuestos, de donde ha publicado numerosos trabajos en revistas internacionales. Ha recibido varias distinciones entre las que destacan becas para estancias de investigación en Japón y EEUU. Actualmente pertenece al Sistema Nacional de Investigadores nivel 1 y cuanta con reconocimiento como Profesor con Perfil deseable otorgado por el PROMEP-SEP. 35

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