Transformación de la fase de la alaeación - SMCr

Transformación de la fase de la alaeación - SMCr

IV Reunión Nacional de Difractometría. Acapulco, Guerrero, México 8- 11 de noviembre del 2015
Transformación de fase del la aleación
intermetálica CuAl2 durante la molienda
mecánica de alta energía.
1Felipe
de la Rosa, 1J.R. Romero-Romero, 1J. Luis López-Miranda, 2A.G. HernándezTorres y 1G. Rosas*.
1
Instituto de Investigaciones Metalúrgicas, UMSNH, Edificio U., Ciudad Universitaria, Morelia,
Mich 58000, Mexico
2
Facultad de Química, UNAM, Circuito Exterior, Ciudad Universitaria, M_exico DF 04510,
Mexico.
*e-mail:[email protected],[email protected]
Resumen. En este trabajo, se estudió mediante molienda de bolas de alta energía a diferentes tiempos la
transformación de fase del compuesto intermetálico CuAl2. Los cambios estructurales fueron seguidos por difracción
de rayos X, calorimetría diferencial de barrido y microscopía electrónica. Se encontró que la fase CuAl2 se transforma
a una estructura cúbica centrada en el cuerpo después de un largo período de tiempo (82 h). Se ananliza el cambio del
comportamiento mecánico frágil a dúctil de los polvos. El análisis por Rietveld, muestra que alrededor del 71% de las
céldas unitarias se encuentran ocupadas por Al sugiriendo una alta segregación de átomos de Al en la nueva estructura
metaestable.
Palabras clave: Intermetalicos, Trasformaciòn de fase, Molienda de bolas
1. Introducción
En investigaciones anteriores se ha demostrado que las fases intermetálicas de equilibrio son energéticamente
inestables bajo molienda de bolas de alta energía [1]. La formación de una fase de no equilibrio cúbica centrada en el
cuerpo fue confirmada a partir de polvos elementales en la composición química de la fase CuAl2 después de 800 h
de molienda [2]. Es importante destacar que ésta estructura tiene semejanza con una del tipo bcc, sin embargo, con
los planos (001) alternativamente rotados. En este trabajo, con el fin de buscar la transformación de fase del compuesto
CuAl2, una cantidad significativa de energía es almacenanada en los polvos de aleación.
2. Experimental
Un lingote de composición nominal CuAl66.6% peso, fue preparado por fusión. El lingote se sometió a molienda en
un molino vibratorio de bolas SPEX 8000 por tiempos de 0.5, 3, 6, 12, 30 y 82 h. Dos diferentes tipos de viales se
utilizaron (acero y carburo de silicio). Un tratamiento de recocido a 400 ºC durante 2 h se realizó en atmósfera de
argón a los polvos molidos durante 82 h. El comportamiento estructural fue examinado por: DRX, MEB (JEOL, JSM6400), TEM (Tecnai Phillips F20), DSC-TGA (TA-Q600) y EAA (Perkin Elmer 3100).
3. Resultados y Discusión
Cada uno de los picos del patrón de DRX de la muestra de colada (parte inferior fig. 1) se indexa con la estructura
tetragonal CuAl2. La serie de patrones de DRX en la misma figura 1(b-h) corresponde a la muestra molida por
diferentes tiempos. Progresivamente el pico de difracción ubicado a 44º, incrementa su intensidad y los picos de la
fase CuAl2 desaparecen. Finalmente, a 82 h de molienda la fase de partida desaparece y la nueva fase sobrante se
define. Esta fase se ajusta bien con la estructura FeAl bcc identificada mediante la tarjeta #JCPDS (ICSD) 65-6132,
lo que podría atribuirse a las similitudes entre los radios atómicos. Es importante observar que la fase tetragonal CuAl2
no tiene una fase de alta temperatura de equilibrio, por lo tanto, la nueva fase bcc formada es metaestable. La
transformación estructural se caracteriza por largos periodos de tiempos de molienda (82 h), que está directamente
relacionada con la acumulación progresiva de defectos cristalinos y la lenta difusión de átomos de Al. La figura 2 (ab) muestra los patrones de DRX de la molienda utilizando un vial y bolas de carburo de silicio correspondiente a 1 y
SMCr. IV Reunión Nacional de Difractometría. Acapulco, Guerrero, México 8- 11 de noviembre del 2015
6 h. Se observa que el mismo comportamiento obtenido de transición estructural. Otra prueba de la metaestabilidad
de la fase cúbica es presentada en la Fig. 1 (c). Las micrografías de MEB en la figura 3 ilustran la morfología y la
estructura de los polvos molidos, como se observa que a medida que el tiempo de molienda aumentado de 6 a 30 h
(Fig. 3 (a) y (b)), el tamaño de partícula se reduce. Los polvos se comportaron como un sistema de componentes
frágiles. Sin embargo, a un tiempo de molienda de 82 h, los polvos tienden unirse formado agregados grandes de
partículas. Esto podría ser debido a la deformación plástica que acredita un comportamiento mecánico diferente como
consecuencia de la presencia de la sola fase bcc. Los resultados de refinamiento por Rietveld muestran que la nueva
fase tiene una acumulación de celdas unitarias tipos bcc de Al, lo que puede explicar el cambio de ductilidad en el
sistema. Estudios de DSC–TGA también evidencian el cambio de fase (fig 4). De igual forma los estudios de TEM
mostraron a través de imàgens de alta resolución la presencia de la nueva fase coexisteinedo con la fase tetragonal de
partida. Los patrones de difracción de electrones muestran los anillos correspondientes a la nueva fase.
4. Conclusiones
En este trabajo se encuentra que la fase tetragonal CuAl2 se transforma a una fase cúbica centrada en el cuerpo después
de 82 h de molienda de alta energía. Los resultados de refinamiento Rietveld indican que alrededor del 71% de las
celdas tiene segregación de átomos de Al en la estructura metaestable lo que indica una gran segregación atómica,
explicándose el cambio del comportamiento mecánico de frágil a dúctil en los polvos molidos. La transformación de
fase se caracteriza por largos períodos de tiempo, que esta relacionado con la acumulación de defectos cristalinos y la
lenta difusión de átomos de Al para finalmente alcanzar el estado fuera de equilibrio.
Referencias
1.
2.
López-Miranda JL, Romero Romero JR, Esparza R, Rosas G. Structural evolution of FeAl3 intermetallic
during high-energy ball-milling. Mater Sci Forum 2013;755:133-8.
Li F, Ishihara KN, Shingu PH. The formation of metastable phases by mechanical alloying in the aluminum
and copper system. Metall Trans 1991;22A:2849.
Fig.1 Patrones de difracción de RX
Fig. 2 Muestras molidas en un
de las muestras de colada y molidas
en contenedor de acero entre 0.5 a 82
h.
contenedor de carburo de silicio y
en la parte superior el patrón de
DRX de la muestra de 82 h tratada
térmicamente
Fig 3. Imágenes de MEB a diferentes
tiempos.
2.35 Å
(3 1 1)
(1 1 0)
4.223 Å
5 n m
Fig.4 Refinamiento Rietveld de la
Fig.5 Experimentos de DSC-
Fig. 6 TEM en alta resolución y correspondiente
muestra a 82 h.
TGA.
patrón de difra-cción de electrones
2