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Jornadas SAM – CONAMET - AAS 2001, Septiembre de 2001
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INFILTRACIÓN DE MUESTRAS POROSAS DE Al2O3 CON Al-6061
COMERCIAL SIN PRESIÓN EXTERNA
J. Marín*, L. Olivares*, C. Moreno**, S. Ordoñez** y V. Martínez**
* Comisión Chilena de Energía Nuclear, Centro Nuclear Lo Aguirre. Casilla 188-D, Santiago,
Chile.
** Departamento de Ingeniería Metalúrgica, Facultad de Ingeniería. Universidad de Santiago
de Chile
Av. B. O'Higgins 3363, Casilla 10233, Santiago, Chile. e-mail: [email protected]
Palabras claves
Infiltración, porosidad, capilaridad, procesos reactivos.
RESUMEN
En el presente trabajo se estudia la infiltración de muestras de Al2O3 que contienen
aproximadamente un 40 % de poros con radios promedio de 1 µm. Estas muestras resultaron
completamente infiltradas con Al-6061 a 1100 °C por 24 hrs en aire. El análisis
microestructural reveló la presencia de una matriz de alúmina infiltrada a través de
mecanismos que combinan procesos reactivos y capilaridad, lo cual es a su vez coherente con
la presencia de porosidad abierta y cerrada. El análisis metalográfico evidenció porosidad
abierta infiltrada por capilaridad con Al-6061, mientras que las micrografías de microscopía
electrónica de barrido (SEM) correspondientes a este sistema, mostraron además poros
cerrados rellenos con metal, el cual se transporta a través de la matriz cerámica por un
mecanismo de infiltración reactiva. Los microanálisis por energía dispersiva del sistema
Al2O3/Al 6061 mostraron en la interfase metal-cerámico la existencia de zonas ricas en silicio
y cobre, mientras que la fase cerámica acusó la presencia del Mg. Por otra parte, mediante
análisis de difracción de rayos-X (XDR) se pudo identificar la presencia de espinel MgAl2O4
en la fase cerámica.
INTRODUCCIÓN
Las demandas en los materiales con un mayor rendimiento productivo son tan grandes y
diversas, que se ha llegado a que, aún los más avanzados, tanto cerámicos como metálicos,
presenten limitaciones en sus propiedades [1]. Debido a que estos materiales no pueden por si
solos satisfacer requerimientos específicos, sobre todo en condiciones severas de operación,
se ha centrado la atención en desarrollar compósitos cerámico-metal, los cuales presentan
mejores resistencias al choque térmico, desgaste y tenacidad, sin una pérdida significativa de
las características propias de los materiales cerámicos, resistencias a elevadas temperaturas,
fatiga mecánica y creep [2-5]. En el desarrollo de los materiales compuestos, los primeros en
ser estudiados han sido aquellos que buscan una mejoría en la tenacidad y resistencia al
desgaste [6-8]. En lo que se refiere a esta última propiedad, se han distinguido los materiales
compuestos que utilizan como fase metálica aleaciones de aluminio, ya que han presentado
resultados extraordinarios. En Chile han tenido mucho éxito, en los últimos diez años, los
productos ALANX siendo sus principales consumidores la mediana y gran minería, especial-
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Marín, Olivares, Moreno, Ordoñez y Martínez
mente en operaciones en donde existen condiciones de gran desgaste abrasivo (apex de
hidrociclones, revestimientos antiabrasivos, etc.). Estos compósitos, cerámico - metal, han
quintuplicado su rendimiento en planta con relación a materiales metálicos y cerámicos
tradicionales, usados en la fabricación de dichas piezas. Estos materiales compuestos
consisten básicamente en una matriz de alúmina α conteniendo una cantidad variable de una
aleación metálica de aluminio dispersa y/o poros. Si se comparan sus propiedades con las de
alúmina típica, sinterizada a densidad total, se encuentra que son menos duras, rígidas y
resistentes en compresión, pero estos nuevos compósitos pueden ser más resistentes en
flexión, característica de suma importancia, ya que esta condición de esfuerzo posibilita fallas
catastróficas del material (9, 10]. Esta condición se da particularmente a temperaturas
elevadas además de presentar una tenacidad a la fractura muy superior y ser
considerablemente más resistentes al choque térmico.
PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
Los compactos porosos fueron fabricados con polvos de Al2O3 (ALCOA A-14)
mezclados con dos tipos de ligantes, PEG 6000 y CARBOWAX. Los polvos fueron
compactados uniaxialmente con 100 MPa de presión. A fin de obtener el grado de
densificación adecuado para la infiltración, los compactos en verde fueron sinterizados en un
horno con control de atmósfera (atmósfera de argón) y en donde se probaron distintas
temperaturas de sinterización, variándose desde 1200ºC hasta 1400ºC. Posteriormente se les
realizó un quemado en la mufla por 12 horas, al aire. También se sinterizaron compactos en
una mufla al aire. Dada la utilización de un aditivo durante la compactación, que facilitara el
prensado de los polvos, fue necesario del uso de un ciclo térmico, en la etapa de
calentamiento del proceso de densificación de los compactos en verde, para su posterior
eliminación. El ciclo térmico seleccionado en todos los casos fue el siguiente: 15ºC/seg hasta
300ºC, a esta temperatura se mantuvo por 1 hora para eliminar el ligante de los compactos,
luego se calentó a 20ºC/seg hasta la temperatura de sinterización. El porcentaje de densidad
teórica alcanzado en cada caso, se midió por el método de Arquímides.
Sinterizadas todas las muestras, éstas fueron preparadas para ser infiltradas por la
aleación metálica seleccionada. Para el proceso de infiltración se trabajó con una aleación
comercial de aluminio 6061de composición química: Si:0.75, Fe: 0.23, Cu: 0.2, Mn: 0.077
Mg: 0.89, Cr: 0.077, Zn: 0.016, Ti: 0.023, B: 3.7 y Al: diferencia. Para la infiltración misma
se utilizó un sistema sin presión externa, en un horno de resistencia en donde se realizó la
inmersión total del compacto en abundante metal líquido, con un tiempo de permanencia de
24 horas, a una temperatura de 1100ºC y sin atmósfera controlada, es decir al aire. Las
muestras infiltradas fueron posteriormente seccionadas y preparadas para ser caracterizadas
mediante microscopía óptica, microscopía electrónica de barrido (SEM) con análisis
dispersivo de energías (EDX) y difracción de rayos-X (XRD).
RESULTADOS Y DISCUSIÓN
El resumen de los resultados obtenidos tras la compactación y sinterización de las
distintas composiciones se muestra en la Tabla 1.
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Tabla 1: Porcentaje de densidad teórica y porosidad obtenidos para las distintas
composiciones y temperaturas de sinterización.
Composición
80% de Al2O3, 20% Carbowax
85% de Al2O3, 15% Carbowax
80% de Al2O3, 20% Carbowax
85% de Al2O3, 15% Carbowax
75% de Al2O3, 20% PEG y 5% Carbowax
80% de Al2O3, 20% Carbowax
85% de Al2O3, 15% Carbowax
Temperatura de
sinterización
1400ºC
1400º C
1300ºC
1300ºC
1200ºC
1200ºC
1200ºC
% Densidad
teórica
59.7
60.0
56.1
56.4
54.3
54.5
54.6
% Porosidad
40.3
40.0
43.9
43.6
45.7
45.5
45.4
En la Tabla 1 se puede apreciar que para un porcentaje fijo de aglutinante (20%
Carbowax), el efecto de la temperatura de sinterización es proporcional al incremento de la
densidad teórica (%). Cuando la temperatura sube de 1200 ºC a 1400ºC, el % de densidad
teórica aumenta de 54.5 a 59.7 y por lo tanto la porosidad disminuye de 45.5 a 40.3.
Si se observan estos mismos parámetros para un menor contenido de Carbowax (15%),
los cambios logrados en densidad y porosidad residual con el incremento de la temperatura de
sinterización, son equivalentes a los de 20% de Carbowax. La diferencia se encuentra en que
el porcentaje de densificación es ligeramente superior cuando se tiene un 15% de aglutinante
(60 % a 1.400 ºC). Este comportamiento tiene su explicación en que cuando se tiene un menor
contenido de aglutinante se permite que durante la compactación exista un mayor número de
puntos de contacto cerámico-cerámico, los cuales posteriormente y con el aporte térmico,
darán lugar a la formación de cuellos.
Tal como es reportado por la literatura [3, 5 y 9], los cuellos formados son los
responsables de permitir la ocurrencia de enlaces químicos, ya que a través de ellos los
átomos de ambas partículas difunden, generando con ellos enlaces del tipo metálico, iónico o
covalente, según sea el caso. Indudablemente, dependiendo de las exigencias mecánicas
externas a las que estarán expuestos estos materiales serán los tipos de enlaces deseados, así
por ejemplo, los enlaces metálicos son más dúctiles que otro tipo de enlace [10]. En todos los
casos, los porcentajes de densificación son bajos, ya que a las temperaturas empleadas (1400
ºC como máxima), los procesos de difusión son muy lentos, debido a los bajos coeficientes de
difusión de los materiales cerámicos, y por lo tanto el único mecanismo de densificación es el
reemplazo de uniones mecánicas por uniones químicas con difusión de corto alcance.
Los compactos sinterizados fueron posteriormente infiltrados, de acuerdo a la
metodología descrita anteriormente, obteniéndose buenos resultados sólo en las siguientes
composiciones:
1. 75% de Al2O3, 20% PEG y 5% Carbowax, sinterizado a 1200º C por 1 hora. (M2)
2. 80% de Al2O3, 20% Carbowax, sinterizado a 1200º C por 1 hora. (M17)
3. 85% de Al2O3, 15% Carbowax, sinterizado a 1200º C por 1 hora. (M18)
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Los resultados encontrados tras el proceso de infiltración son concordantes con los
valores de porosidad medidos, obteniéndose infiltración total sólo en las muestras con mayor
porcentaje de porosidad y que a su vez corresponden a las muestras sinterizadas a las temperaMarín, Olivares, Moreno, Ordoñez y Martínez
turas más bajas. En los compactos sinterizados a 1300 ºC y 1400 ºC, se obtuvo una pequeña
infiltración, lo cual se explica principalmente debido a las características que presentó la
porosidad luego del proceso de sinterización, dando a entender la existencia de una porosidad
cerrada, que impide el flujo metálico por capilaridad.
Las muestras de Al2O3 que resultaron completamente infiltradas con Al-6061 a 1100 °C
por 24 hrs en aire, evidenciaron a través de análisis metalográfico la presencia de una matriz
de alúmina con porosidad abierta infiltrada por capilaridad con Al (Figura 1).
Figura 1: Micrografía óptica de una muestra infiltrada del sistema Al2O3/Al 6061.
También se observaron, a través de microscopía electrónica de barrido, poros cerrados y
totalmente llenados con metal. En este caso y a diferencia de las observaciones con
microscopía óptica, es posible señalar que el transporte atómico de metal a través de la matriz
cerámica, se ha llevado a efecto por un mecanismo de infiltración reactiva. Esta observación,
también ha sido reportada por otros investigadores [11 y 12] y ellos concuerdan en que el Mg
juega un papel fundamental en establecer condiciones de reactividad con la alúmina en la
formación de espineles. Las micrografías SEM correspondientes a este sistema se muestran en
las figuras 2a y 2b.
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(a)
(b)
Figura 1: Micrografías SEM de una muestra infiltrada del sistema Al2O3/Al 6061.
Los microanálisis por energía dispersiva de la fase metálica muestran en la interfase
metal-cerámico zonas ricas en silicio y cobre, mientras que en la fase cerámica se observa la
presencia del Mg (Figura 3) y según los análisis de XDR de la fase cerámica identificaron al
espinel MgAl2O4. Esta formación se puede plantear de acuerdo a las siguientes reacciones:
3 Mg(l) + Al2O3 (s) → MgO(s) + 2 Al(l)
∆Gº1.000ºK = − 76.63 KJ mol−1
(1)
3 Mg(l) + 4 Al2O3 (s) → 3 MgAl2O4(s) + 2 Al(l)
∆Gº900ºK = − 13.00 KJ mol−1
(2)
180 µm
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Marín, Olivares, Moreno, Ordoñez y Martínez
Figura 3: Microanálisis por energía dispersiva de la interfase metal-cerámico en el que se
observa la presencia del Mg en el cerámico.
Marín, Olivares, Moreno, Ordoñez y Martínez
En relación a la formación de este espinel, es evidente que entra en competencia con la
formación del MgO y éste a su vez se origina con elevados contenidos de magnesio (mayores
de 1.5 % en peso) y temperaturas de trabajo bajas. Por otra parte, el espinel se ve favorecido
en su formación con bajos niveles de magnesio (menores de 1.5 % en peso) [11]. Dado que el
proceso de infiltrado ocurre a elevadas velocidades, es posible que el mojado reactivo se vea
afectado por ello, lo que estaría señalando que las reacciones planteadas anteriormente se
lleven a cabo durante los primeros tiempos de inmersión del compacto en el baño líquido.
Luego, la interrogante que nace es si el proceso reactivo que ha sido descrito anteriormente
genera un impacto positivo sobre el proceso de infiltración o no, lo cual a la luz de los
resultados preliminares que se tienen, es imposible poder tener una definición al respecto. En
este sentido, investigaciones recientes señalan que en sistema Al-Mg [13], cuando se infiltra
con ayuda de presión externa, esta es más alta en este sistema que en al puro. Esto estaría
señalando que en el sistema reactivo Al-Mg, los productos de reacción actuarían como
bloqueadores parciales de la entrada de metal líquido, haciendo necesario, por tanto, de una
mayor presión externa que ayude a forzar el metal a fluir a través de la porosidad
interconectada.
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CONCLUSIONES
Como conclusión final es posible señalar que los resultados experimentales
preliminares, han demostrado que es absolutamente factible infiltrar muestras cerámicas base
alúmina con una aleación metálica, sin atmósfera controlante y sin la ayuda de una presión
externa. Esta infiltración ha confirmado que el proceso se lleva a cabo a través de un
mecanismo reactivo, en que el magnesio tiene un papel fundamental al reaccionar con la
alúmina, dando origen a un compuesto químico tipo espinel.
BIBLIOGRAFÍA
1.- F. Delannay, L. Froyen and A. Deruyttere; J. Mat. Sci. 22, p. 1,(1987).
2.- J. M. Howe; Int. Mater. Rev., 38 p. 233, (1993).
3.- B.C. Pai, Geetha Ramani, R.M. Pillai and K.G. Sathyanarayana; J. Matr. Sci., 30, p. 1903,
(1995).
4.- R. Mithra and Y. R. Mahajan; Bull. Mater. Sci.; 18, p. 405, (1995).
5.- R. J. Asthana ; J. Mater. Sci.; 33 (1998), p. 1679.
6.- R. J. Asthana; Solidification Processing of Reinforced Metals; Trans. Tech. Publications,
Switzerland, (1998).
7.- A. Alonso, A. Pamies, J. Narciso, C. García Cordovilla and E. Louis; Metall. Trans. A, p.
1423, (1993).
8.- V.J. Michaud, L.M. Compton and A. Mortensen; Metall. Mater. Trans. A, 25, p. 2145
(1994).
9.- E. Candan, H. V. Atkinson and H. Jones; J. Mater. Sci., 32, p. 289, (1997).
10.- E. Candan, H. V. Atkinson and H. Jones; Scripta .Mater., 38, p. 999, (1998).
11.- C. M. Gabryal and A. D. McLeod; Metall. Trans. , 23A, p. 1279, (1992).
12.- T. R. Jonas, J. A. Cornie and K.C. Russell; Metall. Mater. Trans., 26A, p. 1491, (1995).
13.- C. García Cordovilla, J. Narciso, R. Arpón and E. Louis; in Proceedings ICCM-12, Paris,
July, eds. T. Massard and A. Vautrin, A, 1999.
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