Simulación y fabricación de piezas pulvimetalúrgicas mediante consolidación eléctrica con corriente de media frecuencia

DEPARTAMENTO DE INGENIERÍA Y CIENCIA DE LOS MATERIALES Y DEL TRANSPORTE ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIERÍA Simulación y Fabricación de Piezas Pulvimetalúrgicas mediante Consolidación Eléctrica con Corriente de Media Frecuencia MARTA HERRERA GARCÍA Sevilla, septiembre de 2015 UNIVERSIDAD DE SEVILLA ESCUELA TÉCNICA SUPERIOR DE INGENIERÍA D. Jesús Cintas Físico y D. Juan Manuel Montes Martos, Profesores Titulares de Universidad del Área de Conocimiento de Ciencia de los Materiales e Ingeniería Metalúrgica, e investigadores del Grupo de Investigación “Metalurgia e Ingeniería de los Materiales”, Ref. TEP-123, hacen constar que el trabajo realizado por Dª. Marta Herrera García, y presentado en esta memoria, se ha realizado bajo su supervisión y que, tras un examen detallado de la misma, AUTORIZAN su presentación a trámite como Tesis Doctoral bajo el título de “SIMULACIÓN Y FABRICACIÓN DE PIEZAS PULVIMETALÚRGICAS MEDIANTE CONSOLIDACIÓN ELÉCTRICA CON CORRIENTE DE MEDIA FRECUENCIA”. Sevilla, septiembre de 2015 Fdo.: Jesús Cintas Físico Fdo.: Juan Manuel Montes Martos Director de Tesis Director de Tesis Fdo.: Marta Herrera García Doctorando AGRADECIMIENTOS Quisiera expresar mis más sinceros agradecimientos a mis padres, Jesús y Adela, y a mi hermano, Jesús, que siempre me han apoyado y me animaron para hacer la Tesis. A mi amor, Javi. Nunca podré agradecer todo lo que han hecho por mí. A mis directores de Tesis, los doctores Jesús Cintas Físico y Juan Manuel Montes Martos, por la oportunidad que me brindaron al contar conmigo para esta investigación, por los numerosos consejos y por todo lo que me han enseñado. Agradecer también la ayuda a los demás profesores del Departamento, a mis compañeros, Eduardo Sánchez, Enrique Romero, Eduardo Díaz, Isabel Montealegre, Cristina Arévalo y Eva Mª Pérez, y, en especial, al personal del laboratorio, Dª Mercedes Sánchez, D. Jesús Pinto y D. José Miguel Madrid, por el apoyo prestado en el laboratorio durante estos años. A todos los que no he mencionado, y que de algún modo me han ayudado a finalizar este trabajo. En especial, quiero darle las gracias a Paz, una amiga que, incluso en la distancia, siempre ha estado en los momentos difíciles y me ha ayudado hasta el último día durante estos años de trabajo. A mi abuelo Pepe, gran ingeniero que, sin saberlo, me animó a embarcarme en esta difícil carrera. 6 7 CONTENIDO Capítulo 1: INTRODUCCIÓN Y OBJETIVOS Capítulo 2: BASES TEÓRICAS Capítulo 3: DESCRIPCIÓN DEL EQUIPO DE SRE-MF Capítulo 4: PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Capítulo 5: MATERIALES Capítulo 6: RESULTADOS Y DISCUSIÓN Capítulo 7: CONCLUSIONES Bibliografía 8 9 ÍNDICE 1 Introducción y Objetivos ....................................................................................... 13 1.1 La Pulvimetalurgia .............................................................................................. 15 1.2 La sinterización por corriente eléctrica ............................................................. 15 1.3 Objetivos ............................................................................................................... 17 1.4 Esquema de la Tesis ............................................................................................. 17 2 Bases Teóricas ....................................................................................................... 21 2.1 La consolidación de polvos .................................................................................. 23 2.1.1 La ruta convencional................................................................................................... 23 2.1.2 El prensado en caliente ............................................................................................... 23 2.2 La sinterización por corriente eléctrica ............................................................. 29 2.2.1 Clasificación de las técnicas FAST ............................................................................ 30 2.2.2 Evolución histórica ..................................................................................................... 32 2.2.3 Expectativas y dificultades ......................................................................................... 43 2.2.4 Modelo de SRE ........................................................................................................... 46 2.2.5 Limitaciones del modelo............................................................................................. 54 2.2.6 El Simulador ............................................................................................................... 57 3 Descripción del equipo de SRE-MF ..................................................................... 63 3.1 La máquina de SRE-MF ...................................................................................... 65 3.1.1 Componentes mecánicos ............................................................................................ 66 3.1.2 Componentes eléctricos .............................................................................................. 68 3.1.3 Otros elementos .......................................................................................................... 73 3.2 Modificaciones de la máquina ............................................................................. 76 3.2.1 Las plataformas........................................................................................................... 76 3.2.2 El sensor de temperatura ............................................................................................. 77 3.2.3 Monitorización y adquisición de datos ....................................................................... 77 3.2.4 Juego de troqueles ...................................................................................................... 79 4 Procedimiento experimental ................................................................................. 85 4.1 Caracterización y evaluación de los polvos de partida ..................................... 87 4.1.1 Muestreo del polvo ..................................................................................................... 87 4.1.2 Fluidimetría y densidad aparente ................................................................................ 87 4.1.3 Densidad de golpeo .................................................................................................... 88 Capítulo 1 16 equipos de soldadura por resistencia, estos pueden servir como base para la realización de la técnica de SRE [1]. La duración del proceso de SRE es típicamente de 1 s. Durante este tiempo, la tensión aplicada y la carga mecánica inducen la densificación del polvo, debido fundamentalmente a su ablandamiento. Este ablandamiento es consecuencia del aumento de temperatura provocado por la corriente que pasa a través del polvo, y que libera energía térmica por efecto Joule. En otra modalidad FAST, la denominada Consolidación por Descarga Eléctrica (CDE), la corriente eléctrica que pasa a través del polvo es también de gran intensidad pero, sin embargo, en comparación con el proceso de SRE, la tensión puede llegar a alcanzar valores mucho más altos. Esta combinación de alta intensidad y de tensión moderada (o alta) se puede lograr mediante la descarga de la energía almacenada en un banco de condensadores, una técnica también conocida en el campo eléctrico de soldadura. Debido a que la corriente eléctrica produce micro-soldaduras muy rápidas en los puntos de contacto entre las partículas, el tiempo de consolidación requerido puede ser extraordinariamente corto, de tan solo unos pocos milisegundos o incluso microsegundos [ 5 ]. Aunque algunas de las modalidades FAST son conocidas desde hace tiempo (como es el caso de la SRE y la CDE), casi siempre han sido abordadas desde un punto de vista experimental y no teórico. A pesar de que las variantes FAST tienen muchos aspectos en común, estudios detallados revelan que los fenómenos físicos que tienen lugar en cada una de dichas modalidades son muy diferentes. Entre los estudios teóricos preliminares se incluyen el trabajo realizado por Medvedenko et al. [ 6 , 7 ], Istomina et al. [ 8 ], Meshkov et al. [ 9 ], Raichenko [ 10 , 11 , 12 ], Burenkov et al. [ 13 , 14 ], Montes [ 15 ], Zhang [ 16 ], por mencionar algunos. Sin embargo, la mayoría de estos estudios de modelado son incompletos, ya que ignoran determinados aspectos fundamentales del problema. Más amplio parece haber sido el avance logrado en la técnica SPS [ 17 , 18 , 19 ], aunque algunas de las hipótesis de trabajo no gozan de completo consenso. Las razones de esta deficiencia teórica se encuentran en la dificultad de modelar un proceso breve (a veces del orden de unos pocos microsegundos), así como la inexistencia de las ecuaciones que describan adecuadamente el comportamiento térmico, eléctrico y la densificación de los agregados de polvo. Un punto importante es la presencia de capas de óxido que rodean a las partículas metálicas, que, aunque muy delgadas (del orden de unos pocos nanómetros), complican severamente el modelado de las propiedades globales de los agregados de polvo, principalmente las de naturaleza eléctrica. Introducción 17 Un mayor avance en el modelado teórico y la simulación del proceso sería muy deseable, pues permitiría un mayor control de las variables implicadas (campo de temperaturas, campo de porosidades, campo de tensiones...), así como la elección de los valores adecuados y óptimos de los parámetros de procesado (intensidades y tiempos de paso, fuerza de compresión…). En este sentido, el Grupo de Metalurgia e Ingeniería de Materiales de la Universidad de Sevilla, en cuyo seno se desarrolla esta Tesis, trabaja actualmente y viene trabajando en esta línea desde hace años [ 20 , 21 , 22 , 23 , 24 , 25 , 26 , 27 ]. Este trabajo se beneficia de los avances logrados por este grupo en este campo. 1.3 Objetivos El objetivo global de la Tesis se centra en el desarrollo y simulación de una nueva tecnología de consolidación pulvimetalúrgica rápida aplicable a polvos metálicos. Para lograr la rapidez deseable se propone una modalidad de consolidación eléctrica que aprovecha la tecnología de media frecuencia, empleada ya con éxito en el campo de la soldadura. Los objetivos concretos que se persiguen con el trabajo que se va a llevar a cabo son:  Desarrollo de una máquina de sinterización por resistencia eléctrica de media frecuencia (SRE-MF) partiendo del novedoso equipamiento desarrollado para las aplicaciones de la soldadura por resistencia de media frecuencia. El desarrollo será a escala de laboratorio, y para la etapa de potencia de 100 kVA y 1500 daN.  Fabricación de piezas de distintos materiales (polvos de hierro, aluminio y níquel).  Simulación del proceso de SRE-MF con el objetivo principal de conocer la distribución de temperaturas dentro de los compactos; información que es completamente inaccesible desde el punto de vista experimental. 1.4 Esquema de la Tesis A continuación se muestra un esquema general del trabajo realizado en esta Tesis (Figura 1.1), y una breve descripción de cada uno de los capítulos en los que se desglosa el presente trabajo. Capítulo 1 18 Figura 1.1. Esquema de la Tesis. En el presente capítulo (Capítulo 1) se recoge una breve introducción al área de investigación en la cual se enmarca esta Tesis, así como los objetivos principales del trabajo desarrollado. En el Capítulo 2 se describe el fundamento teórico del método de fabricación de piezas en el que se ha trabajado para el desarrollo de esta Tesis, basado en la sinterización por paso directo de corriente eléctrica empleando media frecuencia, SRE-MF. Además de una breve descripción de la evolución histórica de estas técnicas, se explican las características básicas que diferencian esta novedosa técnica de consolidación de polvos metálicos del resto de métodos de sinterización empleando corriente eléctrica. Asimismo, se describe el modelo teórico adoptado para llevar a cabo las simulaciones del proceso. En el Capítulo 3 se explica con detalle el equipo utilizado para realizar las experiencias. Además de la descripción de la máquina de soldadura empleada, se explican las modificaciones llevadas a cabo sobre esta para adaptarla a la técnica de SRE-MF, y el conjunto de elementos adicionales empleados para la ejecución de las experiencias. El conjunto de procedimientos experimentales seguidos para el trabajo desarrollado en esta Tesis se describe en el Capítulo 4. En primer lugar, se detallan las técnicas empleadas en la caracterización de los polvos empleados como material de partida. Por otra parte, Agradecimientos Índice general 1. Introducción y Objetivos 2. Bases Teóricas 3. Descripción del Equipo SRE-MF 4. Procedimiento Experimental 5. Materiales 6. Resultados y Discusión 7. Conclusiones Bibliografía Introducción 19 se describe el protocolo seguido para la realización de experiencias SRE-MF, así como la caracterización llevada a cabo para los compactos obtenidos mediante esta técnica de consolidación. El Capítulo 5 describe las características principales de los materiales de partida: cuatro tipos de polvos metálicos, elegidos para la realización de las experiencias de SREMF de esta investigación. Además, se incluye la descripción del material empleado para la lubricación de la matriz en las experiencias de sinterización. En el Capítulo 6 se recogen y discuten los resultados obtenidos para todas las experiencias de SRE-MF, llevadas a cabo con cada uno de los materiales de partida: polvos de hierro, aluminio y níquel. En primer lugar, se describen las condiciones de las experiencias realizadas con cada uno de los polvos. A continuación, se explican los resultados obtenidos en cada una de ellas, tanto el comportamiento del polvo durante su proceso de consolidación, como las propiedades del compacto final. Por último, se recogen los resultados de la serie de simulaciones llevadas a cabo. Y, finalmente, en el Capítulo 7 se resumen las conclusiones a las que se ha llegado tras el análisis y discusión del conjunto de resultados obtenidos en el presente trabajo. 20 2 Bases Teóricas Capítulo 2 BASES TEÓRICAS Bases Teóricas 23 2.1 La consolidación de polvos La compactación de polvos es un proceso por el cual las finas partículas de un material en polvo se unen mutuamente por la acción de una fuerza exterior, con o sin la aplicación de calor, para formar una pieza cohesionada. La forma de conseguir esto no es única y a lo largo de la historia reciente han sido ideadas diversas tecnologías. Revisaremos aquí las principales. 2.1.1 La ruta convencional El proceso básico de consolidación de materiales en forma de polvo está constituido por dos etapas: compactación (prensado en frío) y sinterización. En la primera etapa, la de compactación de polvos, se consigue dar la forma deseada a la pieza. Se realiza por medio de una fuerte compresión del polvo que rellena un molde, de manera que los polvos se unen en el interior de este y adquieren una mínima resistencia (pieza “en verde”) que permite su manipulación. La posterior etapa, de sinterización, consiste en el tratamiento térmico de la pieza “en verde” durante un tiempo y a una temperatura inferior a la de fusión de sus partículas (o, al menos, de los principales componentes que forman el material). Durante esta segunda etapa, las partículas se unen, y se aproximan unas a otras de manera que se reduce la porosidad, y se proporciona a la pieza la resistencia adecuada para la aplicación a la que vaya destinada. Además de la ruta convencional de procesado pulvimetalúrgico, existen una gran variedad de procesos, así como combinación de distintas etapas de estos, que se pueden aplicar para la unión de partículas. Entre las muchas modalidades de procesado se encuentra el prensado en caliente. 2.1.2 El prensado en caliente Los orígenes del prensado en caliente como procedimiento pulvimetalúrgico se desconocen, pero casi con toda seguridad se remontan a la antigüedad. La tecnología actual comenzó con la fabricación de herramientas con diamante y la primera referencia escrita de este procedimiento se debe al ingeniero Paulin Gay, en una patente de 1883. Las ventajas del prensado en caliente en el procesado pulvimetalúrgico sobre la ruta convencional de prensado en frío y sinterización en horno son bien conocidas desde hace mucho tiempo (Figura 2.1). Capítulo 2 24 Figura 2.1. Comparación entre las dos vías de procesado pulvimetalúrgico. A la izquierda, la ruta convencional. A la derecha, la ruta del prensado en caliente. La principal ventaja del prensado en caliente es intuitivamente obvia: cuanto más alta sea la temperatura de trabajo, menor será la resistencia a la deformación del metal en polvo, lo que hace posible lograr densificaciones totales (o muy próximas al 100%) empleando presiones relativamente bajas. No obstante, el principal atractivo de esta técnica no reside en el hecho de que con ella puedan emplearse presiones más bajas, pues son pocos los casos en los que el procesado convencional de prensado en frío y sinterización resulta inviable porque requiera presiones excesivamente elevadas. La ventaja fundamental es que con ella pueden lograrse densidades teóricas (o casi las teóricas), imposibles de alcanzar por otra vía y, además, con presiones prácticas, desde el punto de vista industrial. En la fabricación de materiales para herramientas de corte que contienen diamante industrial, por ejemplo, es difícil eliminar la porosidad residual en torno a las partículas de diamante a menos que se emplee el prensado en caliente. De hecho, puede decirse que el prensado en caliente constituye la única forma de fabricar un compacto libre por completo de porosidad. Existen diferentes modalidades de prensado en caliente, tal y como se muestra en el esquema de la Figura 2.2. En todas ellas, el método presenta ventajas adicionales, aunque también algunos inconvenientes. Entre las ventajas se pueden considerar las siguientes: PRENSADO SINTERIZACIÓN POLVO PRECOMPACTO (compacto en verde) COMPACTO (compacto sinterizado) PRENSADO + SINTERIZACIÓN POLVO COMPACTO (compacto sinterizado) Bases Teóricas 25  A través del prensado en caliente se combinan el prensado y la sinterización en un solo paso, por lo que se elimina una etapa de procesado.  Se minimizan los cambios dimensionales, generalmente contracciones (shrinkage); el compacto prensado uniaxialmente en caliente tiene forzosamente las dimensiones deseadas.  Algunos tipos de polvo no logran consolidarse mediante prensado en frío seguido de sinterización, pero sí con prensado en caliente.  Muchas propiedades físicas de los compactos mejoran con el procesado en caliente. Figura 2.2. Diferentes modalidades del prensado en caliente como técnica pulvimetalúrgica. Como contrapartida, están presentes las siguientes dificultades:  Los ritmos de producción pueden ser bajos. Cada matriz de prensado en caliente fabrica un único compacto. Las máquinas automáticas de prensado en frío son capaces de compactar gran cantidad de piezas en verde, que son sinterizadas en grupos.  A elevadas temperaturas, surgen dificultades derivadas de la indeseada soldadura del polvo con las paredes de los troqueles. La lubricación se convierte en un asunto especialmente delicado. A muy altas temperaturas, la elección de los materiales de la matriz llega a ser una cuestión muy limitadora, pues no es fácil encontrar materiales que sean mecánicamente resistentes, con resistencia al desgaste, e inertes desde el punto de vista químico.  Elevar la temperatura muy por encima de la ambiental requiere normalmente proteger al polvo con una atmósfera adecuada, lo que constituye un inconveniente desde el punto de vista práctico. Existen, no obstante, muchas situaciones en las que el prensado en caliente al aire libre es perfectamente posible. PRENSADO EN CALIENTE PRENSADO ISOSTÁTICO EN CALIENTE PRENSADO UNIAXIAL EN CALIENTE CALENTAMIENTO DIRECTO CALENTAMIENTO INDIRECTO - Calentamiento por horno convencional - Calentamiento por horno adosado - Calentamiento por inducción eléctrica - Calentamiento por resistencia eléctrica Capítulo 2 32 dad eléctrica, mientras que la matriz puede estar fabricada tanto de material aislante (alúmina, vidrio, baquelita) como conductor (acero, grafito). En el apartado a continuación se presenta un resumen de la evolución de estas técnicas a lo largo historia reciente, así como las características principales que distinguen cada una de ellas. 2.2.2 Evolución histórica El uso directo de la electricidad como vía para lograr la sinterización rápida de polvos metálicos fue sugerida repetidas veces a lo largo del siglo XX. La Figura 2.3 muestra el número de trabajos publicados por década desde 1900 hasta principios del siglo actual [4]. Figura 2.3. Número de patentes de tecnologías FAST por década desde 1900 hasta 2014. Se observa un progreso discontinuo, cuya causas principales fueron la falta de conocimiento de los principios teórico-básicos y de los dispositivos implicados en esta técnica. El rápido crecimiento en las dos últimas décadas es resultado de la difusión mundial de esta tecnología tanto en la comunidad científica como en el sector industrial. Este periodo de explotación se mantiene desde la década de 1990 hasta la actualidad. Según se ha podido comprobar en los trabajos publicados [ 30 , 31 ], el pionero de la tecnología FAST fue Duval d’Adrian [ 32 ] en 1922. Sin embargo, se atribuye a Bloxam [ 33 , 34 ] la primera patente del proceso de sinterización por resistencia con paso de corriente eléctrica continua, publicada en 1906. Bloxam llevó a cabo la sinterización en vacío, por paso de corriente eléctrica continua liberada a través del filamento de una lámpara incandescente, 21213 5514 22 23 156 399 204 Bases Teóricas 33 partiendo de la pieza en verde, y sin necesidad de aplicar ninguna presión sobre esta. La reducción de la capa de óxido que rodea las partículas de polvo resultó altamente efectiva. En 1913, Weintraub y Rush [ 35 ] patentaron un nuevo método, combinando la aplicación de presión y corriente eléctrica simultáneamente. La Figura 2.4 muestra el esquema del sistema patentado por Weintraub y Rush, donde el material de partida en forma de polvo (1) es contenido por un tubo eléctricamente aislante (2), el cual se encuentra a su vez colocado dentro de un tubo metálico (3). Un electrodo de grafito (4) y (5), conectado a la fuente de potencia, ejercía una presión uniaxial a través del peso de un plato intermedio (6). Al dispositivo se aplicaba corriente continua, comenzando con alta tensión (15 kV) para tratar de superar la alta resistividad del polvo de partida; y después disminuyendo progresivamente (hasta unos 100-500 V) a medida que disminuye la resistividad de la masa de polvo durante el proceso de consolidación. La temperatura de sinterización alcanzada fue estimada en unos 2000 ºC. Figura 2.4. Aparato de sinterización basado en la patente de Weintraub y Rush en 1913, en el cual se combinaba calentamiento por efecto Joule y presión. (Figura tomada de la referencia [35].) En 1922, Duval D’Adrian [32] desarrolló un método de tres pasos que permitía aplicar la sinterización eléctrica a polvos eléctricamente aislantes, como circona, y que empleó para la fabricación de tubos aislantes, crisoles, etc. El método consistía en una compactación previa del polvo (óxido no conductor) mezclado con un aglomerante, secado y sometido a un primer calentamiento en un horno convencional, de manera que el óxido pasaba a ser conductor eléctrico, y así poder terminar el proceso con una sinterización eléctrica, al mismo tiempo que se aplicaba la presión necesaria. Un método parecido fue desarrollado por Davis en 1940 [ 36 ] para el caso de materiales refractarios, con el objetivo de mejorar la 1 2 3 4 5 2 6 Capítulo 2 34 velocidad de sinterización, hasta conseguir tiempos del orden de unos pocos minutos, de manera que se eliminase la necesidad de una cámara de vacío para asegurar la efectividad del proceso. Para ello, empleó un tubo de sílice como matriz, y dos electrodos de acero refrigerados con agua, que a su vez servían de punzones que aplicaban la presión. Posteriormente, en 1933, fue Taylor [ 37 , 38 , 39 ] quien desarrolló el primer proceso de sinterización por resistencia eléctrica, combinando una batería de condensadores, transformadores y dispositivos de conexión especiales. En su montaje (Figura 2.5), Taylor dispuso de un tubo de vidrio, que contenía el polvo metálico, taponado, por encima y por debajo, por dos punzones. La técnica desarrollada por Taylor, concebida principalmente para el prensado en caliente de los carburos cementados, requería tiempos de sinterización inferiores al segundo y presiones muy bajas, que podían ser aplicadas mediante palancas. Llevó a cabo la sinterización de polvo de WC con 3-20% de Co, alcanzando temperaturas de hasta 1000 ºC, empleando una atmósfera controlada y una matriz no conductora. Usaba un banco de condensadores, que proporcionaba una primera corriente eléctrica para reducir la resistencia eléctrica del polvo, y que a su vez conectaba a un transformador (2500 V y 200 Ω) que generaba la corriente eléctrica en la segunda etapa del proceso de consolidación. Taylor demostró la importancia de los tiempos rápidos de sinterización para prevenir el crecimiento de grano y así mejorar las propiedades del compacto sinterizado. (a) (b) Figura 2.5. Aparato de sinterización patentado por Taylor en 1933: a) montaje del sistema y matriz; b) batería de condensadores, transformadores y dispositivos de conexión especiales. (Figura y esquemas tomados de la referencia [39].) A principio de la década de 1930, Sherwood [ 40 , 41 , 42 ] patentó un método de producción de utensilios auto-lubricantes basado en sinterización eléctrica de materiales porosos que posteriormente se impregnarían en aceite. Las presiones aplicadas variaban entre 30 y 300 MPa y los tiempos de sinterización entre 30 y 120 s, todo bajo una atmósfera inerte. HIDRÓGENO CONEXIÓN A BOMBA MATRIZ Bases Teóricas 35 Las piezas obtenidas con esta técnica combinaban una alta resistencia al desgaste y fácil maquinabilidad. En 1935, la compañía British Thomson Houston Co, Ltd. [ 43 ] patentó un método para la fabricación de muelas de rectificación. Estas herramientas estaban formadas por un anillo exterior de desgaste (compuesto por una mezcla de diamante, 10-20% en masa), unido a un corazón metálico de WC-Co (3-20% en masa de Co). La temperatura de sinterización máxima fue de aproximadamente 1300 ºC, y el tiempo de descarga eléctrica de 30 s. El sistema presentado por Thomson Houston Co, Ltd. es el que se muestra en la Figura 2.6, consistente en un molde fijado a dos electrodos refrigerados por agua. En el interior se colocaba un disco metálico, un punzón y, en la cavidad entre ambos y la matriz, la mezcla de polvo. La combinación de corriente eléctrica y presión lograban la sinterización y unión del disco exterior al disco metálico. (a) (b) Figura 2.6. a) Esquema del método para la fabricación de herramientas abrasivas patentado por Thomson Houston Co, Ltd. en 1935; y b) vistas frontal y lateral de las herramientas metálicas. (Figura tomada de la referencia [43].) La gran demanda de herramientas de corte y piezas con una alta resistencia al desgaste impulsó el desarrollo de nuevos aparatos de sinterización, como el planteado por Kratky en 1937 [ 44 ], y basado en la sinterización eléctrica con carga aplicada por impacto (Figura 2.7a), aplicando una tensión de 4 V y una intensidad de 800 A. También es destacable el método patentado por Engle [ 45 ] en 1940, que logró minimizar los gradientes de temperatura y densidad en las piezas fabricadas, empleando una matriz que rodeaba al sistema y ofrecía un calentamiento adicional al conseguido por efecto Joule (Figura 2.7b), con una tensión aplicada entre de 3 y 12 V, una intensidad superior a los 3000 A. Al mismo tiempo, en 1940, Jones [ 46 ] sugirió la utilización de una máquina de soldadura por puntos para lograr la sinterización. Esta idea fue aplicada por Cremer [ 47 ] a la compactación de polvos de cobre, latón, bronce y aluminio. Desarrolló un nuevo equipo de FAST ultrarrápido, adaptando una máquina convencional de soldadura por puntos, que permitía aplicar pulsos de corriente de hasta 20 kA y una presión de hasta 140 MPa. La matriz metálica era aislada del polvo por medio de un revestimiento aislante. Empleando Capítulo 2 36 una densidad de corriente de 62 kA·cm-2, una tensión entre 5 y 20 V, y presiones de 70 a 140 MPa, se lograba la sinterización en tiempos de solo 0.02 a 0.03 s. Desde entonces, las investigaciones en las técnicas FAST se han centrado en el efecto de los parámetros principales: presión, voltaje e intensidad de corriente. Poco después, en 1945, fue Ross [ 48 ] quien desarrolló el primer equipo automático para la sinterización eléctrica de polvos metálicos (Figura 2.8), a partir de una modificación del método de Cremer, basada en la utilización de corrientes y presiones que variaban gradualmente. (a) (b) Figura 2.7. Sistemas de sinterización eléctrica a) con carga aplicada por impacto (Kratky, 1937); y b) con calentamiento adicional de la matriz (Engle, 1940). (Figuras tomadas de las referencias [44, 45].) (a) (b) Figura 2.8. Adaptación de una máquina convencional de soldadura por puntos para la SRE, patentado por Ross en 1941: a) montaje sistema completo, b) esquema circuito eléctrico incorporado en la máquina. (Figuras tomadas de la referencia [48].) Hacia 1955, las interesantes ideas desarrolladas por Lenel [ 49 ] permitieron aplicar la sinterización eléctrica (empleando intensidades de 15-25 kA, tensión entre 10 y 40 V, y presiones entre 70 y 150 MPa), a la consolidación de polvos de níquel, cobalto, metales Bases Teóricas 37 refractarios, molibdeno, titanio, zirconio y algunas de sus aleaciones, carburos cementados y otros Cermets. Lenel denominó a la modalidad por él empleada: sinterización por resistencia eléctrica bajo presión. La matriz consistía en un zuncho metálico partido que se ceñía sobre un tubo cerámico (alúmina). Los electrodos, compuestos, estaban formados por un cilindro de aleación de cobre y una oblea de metal refractario, en contacto directo con el polvo. Las presiones utilizadas variaron entre los 80 y los 155 MPa, y las densidades de corriente, en el rango de 11 a 19 kA·cm-2. Lenel introdujo, además, la importante novedad de aplicar dos trenes de corriente: el primer tren aplicaba una tensión más elevada para provocar la ruptura de las resistencias de contacto; y el segundo, disminuía la tensión para evitar la fusión del material. Tras las investigaciones Lenel, se llevaron a cabo numerosos trabajos sobre esta técnica de sinterización por resistencia eléctrica, como la de J.C. Parker en 1968 [ 50 ], que empleaba presiones de unos 10 MPa y densidades de corriente superiores a los 150 kA·cm-2, para la consolidación de piezas de Ti y Fe; el método patentado por K. Okazaki en 1990 [ 51 ], que fabricó piezas de Ni, Ti y aleaciones de Al, aplicando una tensión superior a 3 kV, una densidad de corriente por encima de los 50 kA·cm-2 y una presión 10 MPa; o el método introducido por W. Knoess en 1996 [ 52 , 53 ], que utilizaba presiones entre 300 y 700 MPa y una densidad de corriente de 100 kA·cm-2 para la sinterización de piezas de Fe y Cu. La etapa de desarrollo de las tecnologías FAST comenzaba, por tanto, a partir de la década de 1970, tal y como se mostraba en la Figura 2.3. En 1966, Inoue [ 54 ] patentó la denominada sinterización por pulsos de corriente eléctrica, una variante de este método más comúnmente conocida por sinterización por chispas y plasma (spark plasma sintering, SPS). Los trabajos de Inoue entre 1966 [54, 55 ] y 1967 [ 56 ] introdujeron el uso de nuevas tecnologías, como el empleo de medias y altas frecuencias, o combinaciones de corriente alterna y continua. La técnica SPS utiliza precisamente las descargas de chispas eléctricas entre las partículas de polvo para activar los gases que las rodean y promover así la creación de cuellos de enlace entre ellas. Esta variante fue concebida como un proceso más económico y práctico [ 57 , 58 ] y ha demostrado ampliamente la viabilidad de la sinterización de polvos metálicos y no metálicos en cortos intervalos de tiempo (del orden de minutos) [ 59 , 60 , 61 , 62 , 63 , 64 ]. Una corriente eléctrica de alta densidad (una combinación de corriente alterna de frecuencia moderadamente alta y de corriente continua) se hace pasar a través del polvo sometido a presiones relativamente bajas. El esquema de uno de los equipos diseñado por Inoue para la SPS [ 65 ] se muestra en la Figura 2.9, en el cual la frecuencia de Capítulo 2 38 corriente era determinada por un banco de resistencias (1) y de condensadores (2), cargado a través de una batería (3), y descargado por el transformador (4) cuando el interruptor (5) está cerrado. El pulso de corriente, aplicado a través de los electrodos, permitía la sinterización por chispas del polvo contenido en la matriz. Figura 2.9. Esquema del método patentado por Inoue en 1967. (Adaptación de la figura tomada de la referencia [56].) En uno de los trabajos posteriores desarrollados por Inoue [56], se estudió el efecto de aplicar un pulso simple o una sucesión de pulsos de corriente eléctrica. Los elementos principales empleados en este trabajo eran: un importante calentamiento por resistencia a baja frecuencia (100 Hz) y/o corriente continua; y una descarga eléctrica a alta frecuencia (100 MHz), que combinado con la aplicación de una presión baja (< 10 MPa) para promover el calentamiento a nivel interparticular, permitía mejorar la efectividad en las primeras etapas del proceso de sinterización. Se pudo comprobar que las piezas sinterizadas con este método de dos etapas presentaban densidades mayores. Boesel [59, 66 ], continuando la línea de investigación desarrollada por Inoue, experimentó con una presión de partida de entre 3 y 3.5 MPa que aumentaba hasta un valor final próximo a los 13 MPa para mejorar la densificación. Este y otros estudios parecen confirmar que el tamaño de grano no cambia apreciablemente durante el proceso de sinterización. La mayoría de los métodos mencionados hasta aquí empleaban una fuente eléctrica de baja tensión y alta intensidad. No obstante, se han ideado otras técnicas que también utilizan la corriente eléctrica como medio directo de calentamiento, pero procedente de la descarga de un banco de condensadores. El método proporciona alta tensión y alta intensidad y se conoce con el nombre de sinterización/consolidación por descarga eléctrica (electric discharge sintering/consolidation). Al mismo tiempo que se daban grandes avances en los métodos y aparatos involucrados en las técnicas SRE, se impulsaba también el Electrodos Punzones Polvo Matriz 1 2 3 4 5 6 Bases Teóricas 39 desarrollo de nuevas variantes, como la CDE. Saito et al. [ 67 ] comprobaron que los compactos sometidos a descarga mejoraban notablemente su densificación durante una posterior sinterización tradicional en horno. Emplearon para la descarga eléctrica un condensador de 60 F cargado hasta 15 kV. Concluyeron que la mejora en la densificación se debía a que la descarga lograba eliminar las capas de óxido superficiales de las partículas metálicas. Las medidas de las resistencias eléctricas antes de la descarga (70  a 60 MPa) y tras la descarga (menor de 0.01 ), así lo constataban. Ya en la década de 1980, Al-Hassani et al. [ 68 , 69 , 70 ] realizaron un extenso trabajo sobre compactación de polvos metálicos por descarga de alta tensión (∼10 kV) y alta densidad de corriente procedente de un banco de condensadores (con descargas de hasta 20 kV). Observaron que el compacto de polvo, alojado en un tubo de vidrio, no quedaba pegado a las paredes como consecuencia de la poderosa fuerza magnética transitoria de constricción que se creaba por el paso de la corriente de alta frecuencia [ 71 ]. Pese a la importancia y extensión de estos trabajos, no se trataron los aspectos metalúrgicos del problema. Un estudio metalúrgico de materiales compactados por disipación directa de energía eléctrica a través de la masa de polvo fue realizado por Hara y Akechi [ 72 ] recuperando la técnica de Lenel (baja tensión, alta intensidad), pero sustituyendo el tubo de alúmina por mica. Los parámetros empleados en su compactación fueron: presión de 98 a 127 MPa, tensión de 2 a 5 V y corrientes continua y alterna durante un tiempo de 0.5 a 3 s. Concluyeron que con polvos de titanio se requería una presión mayor de 98 MPa para conseguir una densificación superior al 96%. Comprobaron que con el aumento de la potencia de entrada aumentaba la temperatura, la densificación, y mejoraba la resistencia a la tracción. Los investigadores soviéticos también desarrollaron un extenso trabajo sobre diversas modalidades de sinterización eléctrica, fundamentalmente en el terreno experimental [8, 12, 73 ], pero también con algunas incursiones en el modelado teórico [6, 9, 10]. Desafortunadamente, una gran parte de estos trabajos, escritos en ruso, no están traducidos, lo que constituye, ciertamente, un factor limitante para su estudio. G.L. Burenkov et al. [13] estudiaron el empleo de materiales alternativos para los revestimientos de las matrices destinadas a la fabricación de carburos cementados de base Cu-Sn. Tales materiales debían sustituir a los costosos tubos cerámicos, empleados por Lenel, y a las matrices de grafito, empleadas por una gran mayoría de investigadores. Proponían un excelente sustituto, barato, y que permitía una media de unos 10 ciclos de trabajo. Desgraciadamente, el material pro- Capítulo 2 40 puesto, un cemento-amianto, hoy día es un material proscrito. No obstante, su trabajo permite imaginar futuras vías de investigación ensayando materiales alternativos. Si bien puede decirse que la línea de investigación soviética se extinguió a principios de la década de los noventa, coincidiendo con la caída de la Unión Soviética, la japonesa ha continuado hasta nuestros días, liderando en la actualidad la investigación sobre los múltiples usos de la electricidad como vía de sinterización. Fue a final de la década de 1980, cuando expiraron las patentes de Inoue, que empezaron a fabricar equipos de sinterización eléctrica con corriente pulsatoria (PECS, pulsed electric current sintering) basados en sus investigaciones [ 74 ]. Desde entonces, el número de aplicaciones de las técnicas FAST ha ido creciendo cada día más, al igual que el número de equipos comercializados para las diferentes técnicas. A comienzos de la década de 1990, la compañía Sumitomo Coal Mining Co. Ltd (que posteriormente pasó a llamarse SPS Syntex Inc. Japan, Sumitomo/SPSS) comercializó nuevos equipos de SPS [ 75 , 76 , 77 ], que empleaban cargas de hasta 100 toneladas, y pulsos de corriente con intensidades de 2-20 kA. A partir de entonces se fueron comercializando diferentes equipos, algunos ya automatizados, como el sistema túnel patentado por Tokita en 2002 [ 78 ] (Figura 2.10a), o la primera máquina de fabricación en serie por SPS en 2004 [ 79 ] (Figura 2.10b), que permitió la producción en serie a gran velocidad de piezas metálicas de bajo punto de fusión sin necesidad de una atmósfera controlada. Todas ellas basadas en el uso de presión y calentamiento por corriente eléctrica, y la mayoría empleando pulsos de corriente continua. (a) (b) Figura 2.10. a) Túnel automático de SPS (sistemas de precalentamiento, sinterizado, enfriamiento); y b) Equipo automático de consolidación SPS. (Fotografías tomadas de la referencia [4].) Uno de los últimos métodos de sinterización, patentado por Bauer y Newman en 2008 [ 80 , 81 ], consiguió evitar el problema del crecimiento de grano durante la sinterización, Bases Teóricas 41 empleando refrigeración de las paredes de la matriz (Figura 2.11). Una de las diferencias principales de este método respecto al resto es el uso de una fuente tanto de corriente alterna como de corriente continua, permitiendo una mejor sinterización del polvo. En los trabajos llevados a cabo de Bauer, se fabricaron piezas de acero aplicando presiones entre 300 y 700 MPa, una tensión de aproximadamente 7 V y densidades de corriente inferiores a 10 kA·cm-2. En particular, se consiguió sinterizar una masa de 33 g de polvo de hierro puro, aplicando una presión de 300 MPa, una tensión de 7.5 V e intensidades de corriente con picos de hasta 26 kA, presentando el compacto final una densidad relativa de 97.58%. (a) (b) Figura 2.11. Método de sinterización patentado por Bauer y Newman en 2008: a) esquema del sistema; b) secuencia del proceso. (Adaptación de la figura tomada de la referencia [81].) En la Tabla 2.2 se ha incluido un resumen de las investigaciones más destacadas en las técnicas FAST durante los últimos años. CONTROLADOR SENSOR ACUMULADOR HIDRÁULICO SISTEMA PRESIÓN HIDRÁLULICO FUENTE CORRIENTE continua o alterna Inicio Final Carga de polvo Aplicación carga de compresión Aplicación y/o ajuste de la corriente eléctrica (C.C. o C.A.) 0.1 –1 s. Control de la tensión, fijando la posición del punzón Retirar carga compresión Extraer pieza Control retroalimentación Capítulo 2 48 C. Geometría del sistema Hipótesis 1: La superficie lateral de la matriz es completamente rígida, además de aislante térmica y eléctrica. Hipótesis 2: Los electrodos son de un mismo material conductor. Están constituidos por dos partes: el propio electrodo de longitud L2 = L – x2 , y la oblea de longitud L1 = x2 – x1 , ambos de idéntica área de sección transversal (SN) (Figura 2.14). Figura 2.14. Esquema del sistema unidimensional del proceso SRE. El polvo es contenido en la región entre 0x y 1 xx . La oblea (L1) establece el contacto entre el polvo y electrodo (L2). Hipótesis 3: La expansión térmica de los materiales presentes en el montaje es despreciable. D. Condiciones generales Hipótesis 4: La temperatura inicial del sistema es T0. Hipótesis 5: La variación de la intensidad de corriente efectiva que pasa a través del sistema respecto del tiempo se expresa según la siguiente ecuación: 0 0 00 0 0 00 () 0 S S SC CT si t t tt I si t t t It tt I si t t t si t t t             (M1) donde t0 representa el instante en que termina la etapa previa de prensado en frío, tS es el instante en el cual comienza la corriente de intensidad constante (I0), tC es el final del periodo de calentamiento y tT el final de la etapa de enfriamiento y, por tanto, el final del proceso de SRE. Bases Teóricas 49 Hipótesis 6: La fuerza de compresión (F) ejercida por los punzones, comienza en el instante de tiempo 0t y se mantiene constante hasta el final del proceso (instante T tt ). Para la fuerza F, el valor de la presión nominal ejercida resulta: NN P F S (M2) E. Características de los materiales Hipótesis 7: Las propiedades (calor específico, cm, conductividad térmica, km, y resistividad eléctrica, ρm) de todos los materiales en el sistema (polvo, punzones y matriz) dependen de la temperatura: () mm c c T , () mm k k T y () mm T   (M3) (La dependencia exacta, de cada uno de los parámetros con la temperatura, es modelada a partir de datos tabulados y funciones de interpolación adecuadas). En el caso del calor específico (cm), su relación con la temperatura, Ecuación (M4a), requiere una consideración especial, ya que tiene en cuenta las transformaciones de fase que sufre el polvo al sinterizar. Para evaluar este parámetro cm (T), es necesario emplear la Ecuación (M4b), una aproximación numérica del cambio de temperaturas en el punto de transformación de fase. ( ) ( ) ( ) m m D i i i c T ç T T T L       (M4a) donde çm es el calor específico propio del material, Li (J/kg) el calor latente del polvo en las transformaciones que sufre a la temperatura Ti, y δD la función Delta de Dirac, Ecuación (M4b).   2 1exp t Dt TT TT              (M4b) donde Tt es la temperatura de transición del cambio de fase, ε un coeficiente que representa la amplitud media de la curva, y δD la función Delta de Dirac. Hipótesis 8: En cuanto a las capas de óxido que rodean las partículas de polvo, la única relación con la temperatura a tener en cuenta es la de la resistividad eléctrica (ρx), la cual se muestra en la Ecuación (M5).   ( ) exp (2 ) x x x T A E RT   (M5) donde Ax (Ω·m) es una constante que depende de la naturaleza del material, Ex (J/mol) es el salto energético entre bandas y R es la constante de los gases. Capítulo 2 50 Hipótesis 9: Las propiedades efectivas o aparentes (densidad, γ, calor específico, c resistividad eléctrica, ρ, y conductividad eléctrica, k) de cualquier volumen del polvo compactado dependen de su nivel porosidad (θ) según las ecuaciones a continuación [ 92 , 93 ]. (1 ) m     (M6) m cc (M7)     31 22 6 11 m M M                 (M8a)     exp 1 d n M d M m        ; x M mr    (M8b)   3 2 1 mM kk     (M9) donde m  , m c , m  y m k son las propiedades globales del material, y x  es la resistividad eléctrica del óxido que recubre las partículas de polvo. El polvo es caracterizado por su porosidad de golpeo (ΘM) el radio de las partículas (r) y el espesor de las capas de óxido que se forman en la superficie de estas partículas (δ). Y dos parámetros dimensionales, d m y d n , que permiten tener en cuenta en el modelo teórico el fenómeno de eliminación de la capa de óxido durante la compresión. F. Prensado en frío Hipótesis 10: Al finalizar la etapa previa de compresión sin paso de corriente eléctrica, la columna de polvo adquiere una porosidad Θ0, alcanzando una altura H0 y con una resistencia eléctrica R0, cuyas expresiones vienen dadas por las siguientes ecuaciones [ 94 ].       0exp b MN Pa         (M10)   00 H (1 ) Nm MS    (M11) 0 0 0 RN HS   (M12) 0 ( , )T r t T , en todo el sistema (M13) donde Θ∞, a y b son los parámetros de ajuste de la curva de compresibilidad del polvo obtenidos mediante ajuste Secondi, M es la masa de polvo, y ρ0 la resistividad para la porosidad Θ0. Bases Teóricas 51 G. Calentamiento y consolidación Aunque la descripción de la evolución de la distribución de temperaturas en el sistema completo y de la densificación del polvo son problemas ligados entre sí y que, por tanto, requieren una resolución simultánea de sus ecuaciones, en este modelo se ha optado por la resolución de ambos problemas de forma independiente, con la posterior evaluación global de estas propiedades. Hipótesis 11: Durante las etapas de calentamiento y consolidación, el polvo densifica siguiendo la ley: exp 1 c n M c N c mM A P Q T RT                  E (M14a) donde T es la temperatura, Ac es el factor pre-exponencial de la ley de fluencia de Norton, nc y Qc son el exponente y la energía de activación de fluencia para el material completamente densificado, R es la constante de los gases y E m el módulo de Young a temperatura ambiente (considerada al tomar Ac constante dimensional). La condición inicial para el volumen completo ocupado por el polvo es: 00 ()tt     (M14b) Hipótesis 12: La variación de volumen, dν, de una región de la columna de polvo, producida por una variación de porosidad dθ, viene dada por la siguiente expresión:    00 2 11 d dv v      (M15) donde θ es la porosidad local, y ν0 es el volumen inicial de la región considerada cuando la porosidad era de Θ0. Hipótesis 13: La distribución de temperaturas en el sistema se calcula resolviendo el siguiente problema térmico.     2 2 N I cT k T tS        (M16a)  Simetría especular: 00 x T  (M16b)  Electrodos refrigerados: 0 ( , )T x L t T , para 0T t t t (M16c)  Condición inicial: 0 ( ,0)T r T , en todo el sistema (M16d) Capítulo 2 52 donde los coeficientes γ (densidad), c (calor específico), k (conductividad térmica) y ρ (resistividad eléctrica) son funciones que dependen de la posición y la temperatura. El problema se completa con las condiciones iniciales (M16d) y condiciones de contorno (M16b,c). Aunque el problema de transferencia de calor presente en el sistema se resuelve a partir de ecuaciones diferenciales de segundo orden [ 95 , 96 ], en este caso, los términos de transferencia de calor por convección y radiación no se tienen en cuenta, ya que suponen una cantidad muy baja respecto al total de energía transferida. Así, la ecuación se reduce a solo dos términos: el calor transferido por conducción y el calor generado por efecto Joule, Ecuaciones (M16). H. Evolución de las propiedades globales Hipótesis 14: La evolución de las propiedades globales del compacto durante el proceso SRE, desde 0 tt hasta T tt , se calcula a partir de las integrales promedias: 1 1 1 ( ) ( ) V t t dV V     (M17) 1 0 0 1 H( ) H cos 1 ( ) tt        (M18) 1 1 1 T( ) ( ) V t T t dV V    (M19) 11 H( ) R( ) ( ) I V N t t t dV SV     (M20) 0 2 1 E( ) ( ) R( ) t t t I t t dt M      (M21) donde H es la altura del compacto, Θ es la porosidad global, T es la temperatura media, R es la resistencia eléctrica global y E es la energía térmica disipada por unidad de masa. El volumen V1 representa la región ocupada por el polvo. En la Tabla 2.4 se resumen las hipótesis en las que se basa el modelo de SRE. Tabla 2.4. Resumen de las ecuaciones principales del modelo teórico que describen el proceso SRE. MODELO TEÓRICO DEL PROCESO SRE PROPIEDADES DE LOS MATERIALES Densidad (1 ) m     Calor específico m cc Resistividad eléctrica     31 22 6 11 m M M                     exp 1 d n xdM m m r           Conductividad eléctrica   3 2 1 mM kk     donde m  , m  , m c y m k son la densidad, el calor específico, la resistividad eléctrica y la conductividad térmica de la masa de material estudiado; x  la resistividad eléctrica de las capas de óxido formadas en la superficie de las partículas del polvo; M  , r y δ la porosidad de golpeo, el valor medio del radio de las partículas de polvo y el espesor de la capa de óxido; y md y nd parámetros definidos para describir el proceso de eliminación de las capas de óxido de las partículas de polvo durante el proceso SRE. ECUACIONES MODELO TEÓRICO DEL PROCESO SRE A) DURANTE LA ETAPA PREVIA PRENSADO EN FRÍO (0 < t ≤ t0)       0exp b MN Pa         0 0 0 RN HS     00 H (1 ) Nm MS    0 ( , )T r t T , en todo el sistema donde   , a y b son los parámetros de ajuste de la curva de compresibilidad del polvo obtenidos mediante ajuste Secondi, M es la masa de polvo, y ρ0 la resistividad evaluada la Ecuación (M8) en t0. B) A PARTIR DEL COMIENZO DE PASO DE CORRIENTE (t > 0): Etapa principal de Calentamiento y Etapa final de Enfriamiento Evolución de la temperatura del polvo/compacto:     2 2 N I cT k T tS        00 x T  0 ( , )T x L t T , para 0T t t t 0 ( ,0)T r T , en todo el sistema donde los coeficientes γ (densidad), c (calor específico), k (conductividad) y ρ (resistividad eléctrica) son funciones de la posición y la temperatura. Evolución de la densificación del polvo/compacto: exp 1 c n M c N c mM A P Q T RT                  E 00 ()tt        00 2 11 d dv v      donde Ac es una constante del material, nc y Qc son el exponente y la energía de activación de fluencia para el material 100% densificado, R es la constante de los gases y E m el módulo de Young; ν es el volumen aparente de la región considerada alrededor del punto x, y ν0 el volumen de la región en el instante t0. Evolución del propiedades globales del compacto: 0 0 1 H( ) H 1 ( ) tt      1 1 1 T( ) ( ) V t T t dV V    1 1 1 ( ) ( ) V t t dV V     1 1 H( ) R( ) ( ) I V N t t t dV SV     0 2 1 E( ) ( ) R( ) t t t I t t dt M      Capítulo 2 54 2.2.5 Limitaciones del modelo Ciertos fenómenos complejos han sido ignorados en el modelo. Así, la aplicabilidad del modelo descrito en el apartado 2.2.4 es limitada. La hipótesis 1 del modelo de SRE supone que las paredes de la matriz son perfectamente rígidas, además de aislantes eléctrica y térmicamente. A partir de los experimentos de SRE llevados a cabo empleando presiones de 80, 90 y 100 MPa, la no deformabilidad de la matriz está garantizada. Esto se debe al bajo módulo de compresión de la alúmina y a que el esfuerzo es soportado por el zuncho que rodea y contiene a la matriz en su interior. Por otra parte, el aislamiento eléctrico de la alúmina es perfectamente satisfecho, lo cual no ocurre, en el mismo grado, con el aislamiento térmico. La resistividad eléctrica de la alúmina a temperatura ambiente es de aproximadamente 1014 Ω·m. Y aunque este valor, al llegar a temperaturas de 800 K, disminuye cerca de 4 órdenes de magnitud (~ 1010 Ω·m), sigue siendo suficientemente alto. Sin embargo, el aislamiento térmico no es bueno, ya que la conductividad térmica de la alúmina es de 30 W/(m·K) a temperatura ambiente, y disminuye hasta 9 W/(m·K) cuando la temperatura alcanza valores próximos a los 800 K. Aunque estos valores son claramente inferiores a los que presentan los materiales metálicos, no es posible garantizar un aislamiento térmico perfecto, tal y como el modelo supone. Así pues, la primera desviación del modelo teórico es debida a las pérdidas térmicas en las paredes de la matriz. Este hecho implica que la temperatura en la sección de la muestra no es constante. El modelo unidimensional de SRE no es capaz de predecir una distribución de temperaturas no laminar (Figura 2.15a), ni la formación de un núcleo de metal fundido con forma ovalada en el interior de algunos compactos (Figura 2.15b), observado en algunas experiencias llevadas a cabo para el caso del hierro y el níquel. Únicamente la aproximación de dos dimensiones podría ser capaz de reproducir este fenómeno. No obstante, el modelo unidimensional puede predecir la fusión parcial de una determinada sección del compacto. La hipótesis 3 no tiene en cuenta la dilatación térmica del material. Si la expansión térmica de la matriz cerámica se tiene en cuenta, debería modificarse la presión. En particular, una variación de temperatura entre 300 y 800 K en la matriz de alúmina sin zuncho, produce una deformación del 0.4% en el diámetro interior de la matriz (de 12 a 12.048 mm). El cambio de presión resultante de dicha deformación puede ser casi inapreciable. En ese caso, las desviaciones previstas a causa del incumplimiento de la hipótesis 3 son menos importantes. Bases Teóricas 55 Figura 2.15. Limitaciones del modelo de SRE como consecuencia del mal aislamiento térmico de las paredes de la matriz: a) líneas isotérmicas en una sección diametral de un compacto (arriba) y predicción teórica (abajo); b) núcleo fundido observado en algunas muestras de hierro (arriba) y predicción teórica (abajo). En cuanto a la hipótesis 5, la intensidad de corriente conlleva unos efectos de mayor importancia debidos al aumento y regulación de la corriente eléctrica que pasa a través del sistema. Al estar la técnica SRE basada en el calor generado por efecto Joule, todo lo relacionado con la intensidad de corriente eléctrica supone un aspecto fundamental a tener en cuenta en el análisis del proceso. Así pues, existen dos desviaciones posibles respecto a lo propuesto en la hipótesis 5: la primera deriva del hecho de que la corriente inicial no presenta una rampa lineal exacta, tal y como supone el modelo; y la segunda, es consecuencia de la regulación del valor de la intensidad de corriente, que no asciende lo suficientemente rápido. La Figura 2.16 muestra la evolución típica de la intensidad para una experiencia de SRE completa. Figura 2.16. Evolución de la Intensidad de corriente durante un proceso de SRE. La línea vertical marca el comienzo del paso de la corriente eléctrica (inicio de la etapa de calentamiento). (a) (b) 0 2 4 6 8 10 12 14 16 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 Intensidad (kA) Tiempo (s) Capítulo 2 56 Se observa que el crecimiento de la intensidad y su valor máximo no coinciden exactamente con el del perfil previsto según el modelo teórico, de hecho, el valor de regulación es con frecuencia sobrepasado durante la etapa de aumento de la intensidad. Sin embargo, estas desviaciones pueden ser compensadas en el modelo con una adecuada elección del tiempo de crecimiento (τs). Un posible criterio de elección del valor de este parámetro puede ser que el área bajo la curva de intensidad real coincida con el área bajo la teórica prevista por el modelo (descrita en la Ecuación (M1), apartado 2.2.4). Matemáticamente, esto implica que: 0 2 SC S I      donde τc es el tiempo de duración de la etapa de calentamiento, S el área bajo la curva experimental e I0 el valor de la intensidad de corriente establecido. La constancia de la fuerza aplicada durante el proceso, tal y como se supone en la hipótesis 6, también requiere especial atención. En la Figura 2.17 se ha representado la evolución típica de la fuerza durante una experiencia de SRE. Figura 2.17. Fuerza aplicada registrada durante una experiencia de SRE. La línea vertical marca el comienzo del paso de la corriente eléctrica (inicio de la etapa de calentamiento). En la Figura 2.17 se puede ver que, a partir del comienzo de paso de corriente eléctrica, la hipótesis de fuerza constante es aceptable. Las ligeras variaciones que se observan en la curva durante la etapa de calentamiento, son consecuencia del notable desplazamiento de los punzones debido a la gran densificación de la masa de polvo al consolidar. No obstante, la regulación de la fuerza es satisfactoria. 0 2000 4000 6000 8000 10000 12000 14000 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 Fuerza (kN) Tiempo (s) Bases Teóricas 57 Por otra parte, la hipótesis 10 acepta que tras la etapa de prensado en frío, debido a la aplicación de una presión de compresión previa a la etapa de calentamiento, el valor de la porosidad de toda la columna de polvo es 0  . En la práctica, es sabido que esto no ocurre realmente así, sino que existe cierta falta de uniformidad en la distribución de la porosidad inicial producida durante el proceso de prensado en frío, y cuyos efectos, actualmente, están cobrando importancia en los modelos teóricos desarrollados. Esta distribución de porosidad inicial se tiene, con frecuencia, en aplicaciones industriales, debido a que el polvo no es previamente vibrado en interior de la matriz. En el caso de las experiencias de SRE, los polvos siempre son previamente vibrados en el interior de la matriz, con lo cual se consigue minimizar de forma significativa la falta de uniformidad en la distribución de porosidad. Sin embargo, a pesar de partir de una distribución inicial uniforme, esta uniformidad desaparece una vez que comienza a aplicarse presión, siendo aún peor en el caso de la compresión uniaxial. Ninguno de estos aspectos ha sido tenido en cuenta en el modelo unidimensional utilizado aquí. Otro punto a tener en cuenta, y que no ha sido considerado por el modelo teórico, son la formación, evacuación y confinamiento de gases que puede tener lugar durante el calentamiento del polvo. Estos gases se forman por la reacción del polvo con la atmósfera, o por la liberación de posibles gases confinados entre las partículas de polvo, y su influencia en el proceso de SRE puede ser muy importante debido a las altas temperaturas locales alcanzadas. Por último, una cuestión que no ha sido considerada es la evolución del tamaño de grano del material sinterizado. Uno de las principales ventajas de las técnicas de sinterización eléctrica es la capacidad de preservar la nanoestructura del material de partida. La inhibición o atenuación del crecimiento de grano es consecuencia de la extraordinariamente alta velocidad de esta técnica. La evolución del tamaño de grano es de interés debido a su influencia sobre las propiedades mecánicas. Las implicaciones de gran alcance de este aspecto justifican futuros estudios experimentales y teóricos. 2.2.6 El Simulador Las estrategias y algoritmos numéricos descritos en las secciones anteriores han sido implementados con Microsoft Visual Basic 6.0 © para conformar una herramienta de simulación del proceso de sinterización por resistencia eléctrica (SRE). Dicha herramienta (SimSRE) no solo permite actuar con gran flexibilidad en la elección de las condiciones de trabajo y demás parámetros, sino que, además, con ella es posi- Descripción del equipo SRE-MF 65 3.1 La máquina de SRE-MF La modalidad de sinterización eléctrica que se desea implementar aprovecha como fuente de calor la energía térmica generada por efecto Joule en el propio agregado de polvo. La potencia P, disipada en forma de calor por la masa de polvo o compacto, es proporcional a la resistencia eléctrica del material R (debida a la propia naturaleza resistiva del polvo y a las resistencias de contacto entre partículas), así como al cuadrado de la intensidad de corriente I que atraviesa esta masa. Es decir: 2 P I R Para lograr que el material alcance altas temperaturas y pueda sinterizar, es necesaria una cantidad importante de calor disipado por efecto Joule. En principio, para conseguir esta cantidad de energía, interesa que la resistencia eléctrica y la intensidad de corriente tomen los valores más altos posibles. Sin embargo, al tener en cuenta que ha de cumplirse la ley de Ohm ( ·V I R ), aparecen restricciones en este sentido. Teniendo en cuenta que el valor de la potencia P viene fijado por las características técnicas del equipo, solo si la resistencia eléctrica de los polvos es pequeña (como ocurre en el caso de los polvos metálicos y, por tanto, buenos conductores), se podrán conseguir valores grandes de intensidad, y así aumentar la temperatura hasta alcanzar los valores necesarios para la sinterización. Por tanto, es necesario un equipo que permita aplicar una tensión lo más alta posible, así como una fuerte intensidad de corriente. Afortunadamente, aunque no existen equipos comerciales para la sinterización por resistencia eléctrica, sí hay equipos que cumplen las características técnicas necesarias, tanto eléctricas como mecánicas: las máquinas destinadas a la soldadura por resistencia. Una máquina de soldadura por resistencia es capaz de proporcionar una alta intensidad de corriente, así como una compresión simultánea, gobernado todo por un sistema de control electrónico. Desde el punto de vista eléctrico, la máquina de soldadura por resistencia consta, esencialmente, de un transformador de gran potencia (en torno a los 100 kVA), cuyo secundario tiene, en general, una sola espira y suministra una tensión secundaria en torno a los 10 V e intensidades máximas que superan los 20 kA. La máquina de soldadura incorpora, además, un actuador eléctrico que permite efectuar compresión. La presión es necesaria en el proceso de SRE, para garantizar el contacto eléctrico y conseguir la densificación del polvo. Esta presión de compactación, además, debe ser fácilmente graduable y Capítulo 3 66 debe estar coordinada con el paso de corriente, características que ya poseen las máquinas de soldadura convencionales. No obstante, se requieren algunas adaptaciones en el sistema de control electrónico, así como nuevos elementos y sensores que permitan el seguimiento de los parámetros relevantes del proceso. El primer objetivo de esta investigación (Capítulo 1, apartado 1.3) ha sido el desarrollo de una máquina de SRE-MF, partiendo del novedoso equipamiento desarrollado para las aplicaciones de la soldadura por resistencia de media frecuencia. Este capítulo se centra en la descripción de las modificaciones y adaptaciones realizadas en la máquina de soldadura para convertirla en máquina de SRE-MF. Para esta investigación se ha utilizado una máquina de soldadura por resistencia eléctrica tipo prensa, del fabricante español Serra Soldadura S.A., modelo Beta-214 MF (Figura 3.1). A continuación se describen en detalle el equipo, todos los útiles empleados y los elementos adicionales incorporados. (a) (b) Figura 3.1. Máquina de soldadura por resistencia eléctrica (Beta-214 MF) adaptada para actuar como máquina de SRE-MF. Vistas: a) izquierda y b) derecha del equipo. 3.1.1 Componentes mecánicos A. Unidad de esfuerzo La unidad de esfuerzo de la máquina consiste en un actuador eléctrico, y su función es ejercer el esfuerzo de compresión necesario para conseguir una soldadura óptima (Figura 3.2). Este sistema permite ejercer fuerzas de hasta un máximo de 1500 daN, y un Descripción del equipo SRE-MF 67 desplazamiento máximo del cabezal superior de 100 mm. El control de la unidad mecánica se realiza a través del dispositivo PES-20, que se describirá en el apartado 3.1.2.C. (a) (b) Figura 3.2. a) Ubicación y b) detalle de la unidad de esfuerzo eléctrica. B. Unidad de desplazamiento de guías En la siguiente figura se muestran las bancadas superior (móvil) e inferior (fija) de la máquina. La ubicación de ambos elementos se puede ver en el esquema de la Figura 3.3a. (a) (b) (c) Figura 3.3. a) Ubicación de las bancadas y elementos guías; y detalle del conjunto de la bancada b) superior, y c) inferior. La bancada superior (Figura 3.3b) es un conjunto de piezas de acero soldadas, fijado a la carcasa mediante tornillos y clavijas. Todo el conjunto se desliza a través de un juego de guías prismáticas con placas de agujas, que garantizan el correcto desplazamiento y una Capítulo 3 68 excelente rigidez. Cubierto por la misma carcasa se encuentra el eje del cabezal, fabricado también de acero, y que se encarga de transmitir la fuerza del cilindro. La bancada inferior (Figura 3.3c), incorpora la plataforma sobre la cual se colocará la pieza que va a ser soldada. Va fijada mediante cuatro tornillos, y su altura es regulable mediante un gato hidráulico de accionamiento manual. 3.1.2 Componentes eléctricos A. El convertidor de media frecuencia Un equipo de soldadura de media frecuencia está compuesto, básicamente, por un convertidor de media frecuencia (∼1000 Hz) y un transformador-rectificador (Figura 3.4). Figura 3.4. Esquema de la instalación de soldadura con corriente continua utilizando un equipo de media frecuencia. En el convertidor de media frecuencia, la tensión de la red trifásica de 50 Hz es convertida en una tensión de media frecuencia, de 1000 Hz. La tensión generada está constituida por pulsos cuadrados de 1000 Hz de frecuencia. Esta tensión alterna de media frecuencia (MF) es la que finalmente se aplica al bloque del transformador-rectificador. El transformador-rectificador es el encargado de reducir el valor de la tensión (entre 5 y 18 V) y aumentar el valor de la corriente. La corriente eléctrica rectificada será la que se emplee en el proceso de soldadura (sinterizado). El equipo incorpora sensores de medida de corriente y tensión. Estos sensores envían señales al convertidor de frecuencia con información sobre los parámetros durante el proceso. Con estos datos, el conversor es capaz de servorregular el equipo para alcanzar el valor de intensidad solicitado. A continuación se enumeran las principales ventajas del uso de la media frecuencia en el proceso de soldadura: Descripción del equipo SRE-MF 69  Para una misma potencia eléctrica, los transformadores de los equipos de media frecuencia (1000 Hz) son menos pesados y más pequeños que los de los equipos de baja frecuencia (50-60 Hz). Las ecuaciones básicas empleadas en el cálculo de transformadores se muestran en la Figura 3.5. Dichas ecuaciones establecen relaciones entre el número de espiras, la intensidad y la tensión de los devanados primario (NP, IP, VP) y secundario (NS, IS, VS), la frecuencia de trabajo ( f ) y la sección del núcleo (SN). S PP S S P I VN V N I  , ,PS PS N V NfS   Figura 3.5. Esquema básico de transformador y ecuaciones principales empleadas para el cálculo del núcleo magnético (α: constante numérica; β: Coeficiente de Inducción de Gauss). Tal y como se puede ver en la Figura 3.5, la sección del núcleo (SN) es inversamente proporcional a la frecuencia de trabajo ( f ): , ,PS PS N V NfS  Por tanto, un aumento de frecuencia, manteniendo la misma potencia de trabajo, conlleva una disminución de la sección del núcleo mínima necesaria; y, por tanto, la reducción de su tamaño y peso.  El trabajo con frecuencias mayores permite controlar mejor el proceso de soldadura. La reducción del intervalo de tiempo controlable conlleva una mayor precisión y, por consiguiente, una mejor calidad del proceso.  La soldadura en corriente continua aporta mayor cantidad de calor a la pieza que en corriente alterna (debido a las discontinuidades de corriente que se tiene en el caso de corriente alterna).  El convertidor está conectado a la red trifásica, por lo que la potencia consumida se reparte por igual en las 3 fases de la red, y no en una sola fase como ocurre en la soldadura de corriente alterna. Además, las corrientes primarias disminuyen, Capítulo 3 70 lo cual permite disminuir la sección de los cables y de los dispositivos de protección, es decir, se reducen costes. B. El transformador y conexionado secundario El transformador que incorpora la máquina es capaz de proporcionar una potencia de 100 kVA al 50%, una intensidad de corriente máxima en corto circuito de 27 kA y una tensión secundaria máxima de 10 V en abierto. A la salida del secundario se halla situada una bobina toroidal que actúa de sonda de medida de la intensidad. Dicha sonda genera una señal proporcional a la intensidad de corriente, que es utilizada por el controlador para adoptar las medidas oportunas (por ejemplo, dirigidas a regular la intensidad de corriente). Como se dijo anteriormente, gracias al empleo de la media frecuencia el transformador es una de las piezas que más ha visto reducir su tamaño respecto a las tecnologías precedentes. El conexionado secundario (Figura 3.6) permite el paso de corriente desde el secundario del transformador hasta las plataformas de las bancadas. Una de las piezas es un fleje de cobre que posibilita el movimiento del cabezal superior. La bancada inferior no necesita fleje y se halla unida mediante piezas fijas de cobre. (a) (b) Figura 3.6. a) Ubicación de los elementos de conexión del secundario y del transformador de soldadura; y b) detalle del conexionado secundario. C. Los controladores electrónicos La máquina funciona gracias a la mediación de dos controladores electrónicos. El primero (y principal) es el encargado del control eléctrico, y gobierna la secuencia global Descripción del equipo SRE-MF 71 del proceso. El segundo se encarga exclusivamente del control de la unidad de esfuerzo eléctrica. El controlador principal es el denominado MFC-3000. Este es el encargado de interrelacionar la operación de los distintos elementos de la máquina. Se encarga del control de fase, de las secuencias de paso de corriente, así como de la activación de la unidad de esfuerzo para la aproximación de los electrodos y de la aplicación de la carga. Permite conocer en todo momento la posición y el esfuerzo del cabezal. El PES-20 es el controlador electrónico para el motor eléctrico del cabezal: su velocidad de descenso, la fuerza ejercida, etc. Se ubicación en el equipo de soldadura, así como la del controlador principal, se muestra en la Figura 3.7a. (a) (b) Figura 3.7. a) Ubicación de las unidades de control MFC-3000 y PES-20, y de su terminal programador (TP-10); b) detalle del terminal TP-10. Ambos controladores pueden ser programados desde el terminal portátil TP-10 adosado al panel lateral de la máquina (Figura 3.7b) o, de un modo más completo y cómodo, desde un ordenador dotado del programa informático CPC-Connect (Figura 3.8). Esta aplicación informática es suministrada por el fabricante Serra Soldadura S.A., y se comunica con la máquina a través de un cable Ethernet cruzado. Ambas unidades permiten programar, visualizar y guardar los diferentes parámetros de soldadura. Capítulo 3 72 (a) (b) Figura 3.8. Interfaz de la aplicación informática (CPC-Connect) para la programación de los dispositivos: a) MFC-3000, y b) PES-20. La aplicación CPC-Connect incluye también la funcionalidad de PLC, Autómata Programable Interno. Se trata de un editor de ecuaciones PLC en formato contactos, que permite controlar la totalidad del automatismo de soldadura, y no solo las funciones propias de la misma. El PLC tiene una capacidad de 990 ecuaciones, posibilidad de usar palabras, bits, elementos de entrada y salida, marcas, contadores, temporizadores, etc. Permite contactos y bobinas especiales para las comunicaciones con la máquina de soldadura, e incluso se puede manejar a través de la unidad portátil TP-10. Descripción del equipo SRE-MF 73 3.1.3 Otros elementos A. Dispositivos de marcha Es el elemento mediante el cual el operario puede poner en marcha la máquina. Se trata de un mando a dos manos (Figura 3.9), que consta de dos botones que deben pulsarse y mantenerse pulsados durante el tiempo que dure el proceso de soldadura (sinterizado), esto es, bajada del cabezal superior, soldadura y subida del cabezal. Si se interrumpe el accionamiento de ambos pulsadores, la secuencia se para y el cabezal vuelve a su posición inicial. (a) (b) Figura 3.9. a) Ubicación y b) detalle de los dispositivos de marcha de la máquina de soldadura. La máquina consta, además, de un pulsador tipo seta de parada de emergencia, situado en el mando derecho de la máquina, que permite interrumpir la secuencia de funcionamiento de la máquina en caso de detectar una avería o disfunción que conlleve peligro. Solo después de desenclavar el pulsador, la máquina quedará lista para empezar una nueva experiencia. B. La carátula de maniobra La Figura 3.10 muestra el panel lateral de la máquina de soldadura. A la derecha del terminal de programación TP-10, se encuentra el interruptor general de encendido y apagado (posiciones ON/OFF) de la máquina. A la izquierda del TP-10, hay un panel que incluye una serie de selectores y lámparas, los cuales se describen a continuación (de izquierda a derecha, y de arriba a abajo): Capítulo 3 80 En investigaciones anteriores sobre SRE, llevadas a cabo por los directores de esta Tesis, se probaron una gran variedad de matrices, fabricadas de diferentes materiales y con distintas geometrías. No obstante, se pudo comprobar que la matriz que reúne las características de resistencia mecánica y aislamiento térmico y eléctrico, al tiempo que ofrece los mejores resultados experimentales, es una matriz compuesta por un tubo cerámico zunchado. Las cerámicas tienen un buen comportamiento térmico, pero no resisten apenas tensiones de tracción. De hecho, en las especificaciones técnicas de una cerámica no suele documentarse la resistencia a la tracción, lo que dificulta un estudio analítico o numérico del diseño final. Otro problema lo plantea el acoplamiento zuncho-cerámica; resulta extraordinariamente difícil aplicar uniformemente una carga de compresión sobre un elemento cuya superficie es circular, porque cualquier irregularidad puede provocar la aparición de tensiones internas de tracción en la cerámica. A estos dos problemas debe añadirse, además, el que la temperatura de trabajo pueda ser elevada, por lo que debe tenerse presente la pérdida de resistencia con la temperatura. El problema elástico que plantea el sistema de tubo cerámico con zuncho de metal está perfectamente resuelto en la literatura. No obstante, la solución no es única. Una solución, por ejemplo, podría consistir en embutir la cerámica en un zuncho de acero, que previamente se ha calentado para que dilate. Este procedimiento asegura, si el enfriamiento de la matriz es uniforme, una distribución homogénea de la tensión de precompresión del zuncho de acero sobre la cerámica. El método tiene la desventaja de que si el tubo cerámico llega a romperse, su reemplazo es lento y laborioso (y téngase presente que la rapidez es una de las principales ventajas de esta técnica de sinterización). Otra solución consiste en abrazar el tubo cerámico con una matriz metálica partida. Esta fue la idea inicial empleada por Lenel (uno de los pioneros de esta técnica), y cuyo principal inconveniente es la escasa durabilidad del tubo cerámico y su alto coste. No obstante, ha sido la solución adoptada para la presente investigación. El diseño final de la matriz consistió en dos piezas de acero (Figura 3.16a) que, atornilladas, forman una pieza maciza con un taladro en el centro, en el cual va colocado el tubo cerámico (Figura 3.16b). En la Figura 3.17 se muestra el aspecto de la matriz cerámica-metálica completa. Este montaje restringe eficientemente el desplazamiento radial de la cerámica, pero no garantiza una distribución uniforme de tensiones de precompresión en toda la cerámica. Efectivamente, es imposible conseguir el mismo estado tensional en todos los puntos de la cerámica por el simple hecho de que la matriz de acero se encuentra Descripción del equipo SRE-MF 81 partida, así como porque solo existen cuatro puntos efectivos de aplicación de carga, que corresponden a los cuatros tornillos de cierre de la matriz. (a) (b) Figura 3.16. a) Zuncho de acero, y b) tubo cerámico. Figura 3.17. Matriz cerámicometálica. Para tratar de paliar en lo posible la falta de uniformidad en el estado tensional de la cerámica, se decidió intercalar una lámina delgada de cobre entre el zuncho y el tubo cerámico. Esta lámina es más dúctil y elástica que la cerámica, y permite una transición más suave de la carga entre la matriz y el tubo cerámico, así como un mejor acoplamiento entre ambas. Además, la durabilidad de la cerámica aumenta, si esta se pega con adhesivo de dos fases a la lámina de cobre. De este modo, aunque la cerámica llegue a fracturarse, no se hace añicos, lo que permite seguir realizando experiencias. El tubo cerámico escogido (Alsint R10AL7 del fabricante W. Haldenwanger) tiene 12 mm de diámetro interno, 17 mm de diámetro externo, y una constitución del 99.7% de alúmina. El material, con muy escasa porosidad, posee una relativamente baja conductividad térmica (Tabla 3.1). Se suministra por el fabricante en cilindros de un metro de longi- Capítulo 3 82 tud, por lo que debe ser cortada en porciones de aproximadamente 80 mm. La dureza y fragilidad del material exige su corte con disco de diamante. Tabla 3.1. Propiedades físicas del tubo cerámico (Alsint R10AL7) a temperatura ambiente. Composición 99.7% Alúmina Densidad 3.9 g/cm3 Resistencia a la tracción 280 MPa Resistencia a la flexión 350 MPa Resistencia a la compresión 2500 MPa Módulo de Young 350 GPa Dureza 20 HR-45C Máxima temperatura de trabajo 1700 ºC Resistencia choque térmico 443 ºC (ΔT) Conductividad eléctrica 1·10–16 (Ω·m)–1 Conductividad térmica 30 W/(K·m) B. Punzones y obleas Los punzones de sinterización son los elementos encargados de transmitir al agregado de polvos tanto la fuerza de compresión como la corriente eléctrica aplicadas por la máquina de sinterización. Los punzones deben ajustar correctamente con el tubo cerámico, en otro caso, el polvo ascendería por las paredes. No obstante, si el ajuste es demasiado riguroso, parte de la fuerza aplicada por el cilindro neumático se emplearía en vencer la fricción, disminuyendo la eficiencia mecánica del proceso. Para garantizar el perfecto contacto eléctrico de los electrodos con las plataformas de cobre, y evitar el fenómeno de electroerosión, los punzones van roscados a sendas bases del mismo material. Así, además de aumentar la superficie de contacto, se asegura la perpendicularidad de los punzones. Se ha empleado un material habitualmente utilizado como electrodo en la soldadura por resistencia. Se trata de una aleación de cobre, cromo y circonio cuyas características físicas principales se detallan en la Tabla 3.2. Se han fabricado mediante torneado, con dimensiones impuestas por el diámetro interior de la cerámica. Con el fin de preservar en lo posible los punzones se decidió colocar unas obleas, también cilíndricas aunque de poca altura (~ 5 mm), entre los polvos y los punzones. Descripción del equipo SRE-MF 83 Tabla 3.2. Propiedades físicas del material de los punzones a temperatura ambiente. Composición 98.9% Cu, 1% Cr, 0.1% Zr Densidad 8.92 g/cm3 Límite elástico 127 MPa Resistencia a la tracción 370 MPa Dureza 110 HB Conductividad eléctrica 4.1322·107 (Ω·m)–1 (71 IACS) Conductividad térmica 295 W/(m·K) Temperatura de ablandamiento 525 ºC En un principio se probó a utilizar obleas del mismo material que los punzones, pero no resultaron convenientes cuando se trabajaba con ciertos materiales, ya que se veían dañadas durante el sinterizado. Es por ello que se decidió usar obleas de un material más resistente, y se eligió una pseudoaleación cobre-wolframio, Tabla 3.3. Estas obleas (con diámetro aproximado de 12 mm, y un espesor de 5 mm) también fueron fabricadas por torneado, a partir de unas barras redondas de 14 mm de diámetro y 203 mm de longitud (A15WC, CuW 30/70 sinterizado, del fabricante Ampco Metal). Este material presenta una mayor resistencia mecánica a alta temperatura que el material de los electrodos, sin sacrificar excesivamente su conductividad eléctrica. No obstante, su menor conductividad térmica impide la rápida evacuación del calor generado por el polvo hacia los electrodos, que van refrigerados por agua. Tabla 3.3. Propiedades físicas del material de las obleas (CuW) a temperatura ambiente. Composición 70% W, 30% C Densidad 14.25 g/cm3 Dureza 90-96 HRB Conductividad eléctrica 44-52 IACS Conductividad térmica 227 W/(m·K) La introducción de las obleas tiene, además, una ventaja adicional: puesto que son ellas las que estarán en contacto directo con el polvo, solo ellas deberán tener un ajuste riguroso con la cerámica, mientras que los punzones pueden tener una mayor holgura, minimizándose así el trabajo de fricción. Pese a todo, las paredes del tubo cerámico se lubricaron con una suspensión de grafito en acetona. Capítulo 3 84 Debido a la gran variabilidad de las dimensiones internas del tubo cerámico, se fabricaron varias obleas de distintos diámetros, eligiendo en cada caso la que mejor se adaptase. Como es obvio, la presencia de un elemento más entre punzones y polvo introduce una resistencia de contacto que libera energía calorífica, lo que no es deseable. Para paliar este efecto es necesario que las superficies de contacto estén siempre perfectamente limpias. En la Figura 3.18 se muestran los juegos de electrodos y obleas. (a) (b) Figura 3.18. a) Punzones (electrodos) y obleas; y b) montaje de punzones, obleas y compacto. 4 Procedimiento experimental Capítulo 4 PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL Procedimiento Experimental 87 4.1 Caracterización y evaluación de los polvos de partida La caracterización de los materiales en estado de recepción tiene mucha importancia, ya que las características finales que se obtienen tras el procesado de los polvos dependen directamente de las propiedades iniciales de los mismos. Los materiales en forma de polvo pueden ser caracterizados por un gran número de propiedades, tanto considerando las partículas individualmente como el conjunto [ 97 ]. Se han realizado, en general, medidas de densidades aparente, de golpeo y absoluta, medidas de granulometría y de microdureza, así como estudios morfológicos y microestructurales. 4.1.1 Muestreo del polvo Los polvos utilizados sufren transportes, almacenajes y tiempos de espera hasta su utilización definitiva. Debido a estas condiciones, en el contenedor de los polvos puede producirse una segregación por tamaños, tanto durante el llenado como después del envasado, de manera que las partículas de menor tamaño ocupan, preferentemente, el fondo del recipiente, sobrenadando en la masa de polvos las de mayores dimensiones. Por consiguiente, para evitar la utilización de muestras poco representativas del lote recibido, tanto en los ensayos de caracterización de los polvos como para las experiencias de consolidación, se ha procedido siguiendo las consideraciones tipificadas en las normas UNE-EN 23954 [ 98 ] y ASTM B 215 [ 99 ]. El método empleado en la extracción de muestras de polvo del contenedor consiste esencialmente en lo siguiente. Se toma un tubo de vidrio, de 10 mm de diámetro por 300 mm de longitud, como recolector. Este es introducido verticalmente en la masa de polvo hasta el fondo del contenedor, de forma que el polvo fluye hacia dentro del tubo, permitiendo extraer una muestra representativa de todos los tamaños de partícula. Por extracciones sucesivas se completa la cantidad de polvo requerida, la cual se deposita en un recipiente de plástico para su uso inmediato. 4.1.2 Fluidimetría y densidad aparente La fluidez es la capacidad que posee un material en forma de polvo de pasar a través de un orificio practicado en la base del recipiente cónico que lo contiene. Según lo indicado en la norma ASTM B 213 Standard Test Method for Flow Rate of Metal Powders [ 100 ], se introduce una muestra de 50 g de polvo en un fluidímetro de Hall, Figura 4.1. La velocidad de Capítulo 4 88 fluidez se define como el tiempo (en segundos) que tarda el polvo en pasar a través del fluidímetro. Figura 4.1. Montaje del fluidímetro de Hall, con la cubeta cilíndrica empleada para determinar la densidad aparente de los polvos. A la vez que se realiza este ensayo, se obtiene la densidad aparente la muestra de polvo. Esta se define como la cantidad de masa de polvo por unidad de volumen de la misma, incluyendo el espacio que ocupan los huecos que quedan entre las partículas. Para determinarla, se ha aplicado la norma ASTM B 212 Standard Test Method for Apparent Density of Free-Flowing Metal Powders Using the Hall Flowmeter Funnel [ 101 ]. Según esta norma, se llena el fluidímetro de Hall (Figura 4.1), con 50 g de polvo, colocándolo a una determinada altura de una cubeta de latón de 25 cm3, previamente tarada. Se hace fluir el polvo a través del fluidímetro, llenando y rebosando la cubeta colocada debajo. Esta cubeta es enrasada y pesada, calculándose así la densidad aparente. 4.1.3 Densidad de golpeo La densidad de golpeo, junto con la densidad aparente, da una medida de la capacidad de densificación del polvo por aplicación de vibrado, es decir, sin comprimirlo. Se calcula aplicando la norma ASTM B 527 Standard Test Method for Determination of Tap Density of Metallic Powders and Compounds [ 102 ]. Para ello se colocan 5 g de polvo en el interior de una probeta seca y graduada de 10 cm3, con apreciación de 0.1 cm3. La base de la probeta se coloca en una pulidora vibratoria, sobre una base de goma dura, y se somete a vibración durante un minuto, transcurrido el cual se calcula la densidad considerando el volumen alcanzado por la columna de polvos. 0 25 mm 3.2 mm 2.54 mm Cono del fluidímetro Cubeta para la densidad (capacidad: 25 cm3) 30º 30 mm Procedimiento Experimental 89 4.1.4 Densidad absoluta Se define como la cantidad de masa de polvo por unidad de volumen de la misma, excluyendo en este caso el espacio que ocupan los huecos que quedan entre las partículas. Para su determinación se ha contado con un picnómetro automático Accupyc II 1340 (Figura 4.2), el cual permite obtener el volumen de una muestra sólida, eliminando su porosidad interna y abierta, a partir del cambio de presión que experimenta un gas que se expande al pasar desde un volumen que contiene la muestra a otro que no la contenga. El gas empleado es el helio, ya que presenta un comportamiento semejante al de un gas ideal. Figura 4.2. Picnómetro automático Accupyc II 1340. En la Figura 4.3 se ha representado un diagrama del esquema de funcionamiento de un picnómetro automático [ 103 ], utilizando una cámara contenedora de muestras de tamaño fijo. Figura 4.3. Diagrama del esquema de funcionamiento de un picnómetro automático. Vc Cámara portamuestras Cámara de expansión Medidor de presión Válvula 1 Válvula 3Válvula 2 Entrada gas (helio) Salida gas Vx Vs Capítulo 4 96 eléctrica en torno a 1012 Ω·m), zunchada con abrazaderas de acero. En el interior de la matriz se coloca la masa de polvo, según se muestra en el esquema de la Figura 4.8. Al aplicar presión sobre el electrodo superior, la porosidad de la columna de polvo varía. Anotando sucesivas medidas de presión y resistividad, se obtiene la curva representativa de la evolución de la resistividad eléctrica frente a la porosidad. Figura 4.8. Esquema del montaje de medida experimental de la resistividad del polvo durante su compactación. El procedimiento experimental seguido es el siguiente: en la matriz de PVC taponada por el electrodo inferior, se vierte una cantidad de polvo conocida. El conjunto es entonces vibrado durante un minuto, para permitir al polvo alcanzar el estado de equilibrio que caracteriza su denominada porosidad de golpeo. Tras esto, la matriz se cierra con el punzón superior, siendo medida rigurosamente tanto su posición al inicio del ensayo, como la resistencia eléctrica de la columna de polvo en dicho instante inicial. El montaje es entonces colocado entre los platos de una máquina de ensayos universal (Figura 4.9) de 10 kN (Shimadzu AG-IS) con una precisión de 1 μm en el movimiento del plato que realiza la compresión. POLVO S Matriz PVC Fuerza de compresión Procedimiento Experimental 97 Figura 4.9. Máquina universal de ensayos Shimadzu AG-IS. La fuerza aplicada sobre el electrodo superior se incrementa con sucesivas paradas, que se aprovechan para medir la resistencia eléctrica del polvo, a temperatura ambiente (25 ºC). Como la porosidad de la columna de polvo disminuye a medida que aumenta la fuerza de compresión aplicada, este procedimiento permite relacionar resistencia eléctrica (y a partir de esta, la conductividad) con la porosidad de la masa de polvo sometida a compresión. La porosidad puede calcularse por medio de: 0 1M SH      donde o  es la densidad absoluta de los polvos, H es la altura de la columna de polvos (determinada indirectamente por la posición del electrodo superior), S es la sección transversal (8 mm de diámetro) y M es la masa de polvo. La medida de la resistencia eléctrica se realiza usando un puente Kelvin, cuyo rango de medida está entre 0.01 μm – 1000 Ω. Los valores de medidas para los polvos estudiados están en el rango 10-2 - 102 Ω. La conductividad efectiva de cada polvo (σE) se calcula a partir de la resistencia eléctrica (Rmedida) usando la siguiente expresión: 1 E medida S RH      Una vez obtenida la curva de resistividadporosidad para cada uno de los polvos, se ha llevado a cabo el ajuste teórico de dichas curvas experimentales. Este ajuste permite Capítulo 4 98 obtener los parámetros ρm, () mM x r     , md y nd, necesarios para la ecuación de conductividad efectiva (Ecuación M8a y M8b) del modelo teórico (Capítulo 2, apartado 2.2.4). 4.1.8 Caracterización microestructural A. Difracción de rayos X La difracción de rayos X es una técnica no destructiva ampliamente utilizada para la caracterización de materiales cristalinos. Entre sus principales usos se encuentra la identificación de fases, análisis cuantitativo y la determinación de imperfecciones estructurales. Se basa en el hecho de que cuando un haz de rayos X incide sobre un material cristalino es dispersado (scattered) produciendo fenómenos de interferencia destructiva en la mayor parte de las direcciones. Sin embargo, debido a la ordenación periódica de los átomos en el material, las ondas dispersadas se refuerzan en ciertas direcciones determinadas por la ley de Bragg: 2 sen hkl nd   siendo λ la longitud de onda del haz de rayos X, dhkl la distancia entre planos {h k l} que producen la dispersión constructiva (difracción), θ ángulo entre el haz de rayos X y los planos que producen difracción, y n es un número entero. Como en un cristal hay diferentes familias de planos y con distintos espaciados, definidos por los parámetros reticulares de la red, existirán también varios ángulos para los que se cumple la ley de Bragg. Puesto que la estructura cristalina es algo característico de cada material y no existen dos sustancias con la misma estructura cristalina, el conjunto de espaciados entre sus planos también será único para cada cristal. Así pues, se constata que no existen dos sustancias cristalinas con el mismo diagrama de difracción, de modo que, a partir de esta técnica pueden identificarse las fases que forman un material cristalino cualquiera. En este trabajo, el difractómetro empleado ha sido un Bruker D8 Advance, del Servicio de Rayos X de la Universidad de Sevilla (Figura 4.10), usando radiación CuKα, y colocando aperturas de 1 º, 1 º, 1 º y 0.05 º. Los difractogramas para identificación de fases se han realizado con un paso de 0.05 º y 3 s. Para el análisis cualitativo de las fases presentes en las muestras se ha utilizado la aplicación Eva® del paquete Diffracc-Plus®, suministrado por Bruker®. Procedimiento Experimental 99 Figura 4.10. Difractómetro Bruker D8 Advance. B. Microscopía electrónica de barrido La forma de las partículas de polvo de todos los materiales de partida empleados ha sido caracterizada en detalle mediante microscopía electrónica de barrido, SEM (Scanning Electron Microscopy). La microscopía electrónica de barrido resulta fundamental para el estudio superficial de materiales en forma de polvo, ya que su principal ventaja radica en la gran profundidad de campo que permiten alcanzar, permitiendo obtener representaciones con apariencia tridimensional. Con la observación a través de la señal de electrones secundarios, SE (Secondary Electrons), se pueden distinguir en el material características como geometría, rugosidad y porosidad superficial abierta. El SEM utilizado para estos trabajos es un Philips XL-30 del Servicio de Microscopía de la Universidad de Sevilla, con un sistema de microanálisis por EDX (Energy Dispersive X-ray microanlalysis), Figura 4.11. Para estudiar cada uno de los materiales en SEM, se ha depositado una muestra de polvo sobre una cinta adhesiva conductora de doble cara, previamente adherida sobre un portamuestras. Capítulo 4 100 Figura 4.11. Microscopio electrónico de barrido Philips XL-30. C. Microscopía óptica Con el fin evaluar la variación del tamaño de grano de los compactos, es necesario conocer el tamaño de grano de los polvos de partida. Para ello, cada uno de los polvos de partida utilizados han sido preparados metalográficamente, y posteriormente observados en el microscopio óptico. Preparación metalográfica de los polvos El primer paso de la preparación metalográfica es su embutición de una muestra del polvo en una resina epoxy (Epofix de Struers), de forma que se obtiene una pastilla fácil de manejar. El proceso de empastillado se lleva a cabo en frío, empleando unos moldes de plástico (Figura 4.12a). Se deposita una muestra de polvo en el fondo de dichos recipientes, y después se cubre con la resina, hasta una altura de aproximadamente 1.5 cm. Cuando la resina se ha endurecido, tras un tiempo mínimo de 24 horas, se extrae la pastilla del molde, con el polvo embutido y listo para su preparación (Figura 4.12b). (a) (b) Figura 4.12. a) Molde empleado para embutir el polvo. b) Detalle de una muestra de polvo embutido y preparado metalográficamente. A continuación se realiza un desbaste fino, empleando lijas de 1000, 2400 y 4000. Este proceso de desbaste se lleva a cabo en la lijadora orbital Struers Knuth-Rotor-3 Procedimiento Experimental 101 (Figura 4.13), siempre empleando un enfriamiento con chorro de agua directamente sobre la lija, que impide el sobrecalentamiento de la muestra, al mismo tiempo que permite retirar los restos eliminados de la superficie de la muestra. Es importante realizar, después de cada uno de estos pasos, una limpieza de la muestra con agua. Figura 4.13. Lijadora orbital Struers Knuth-Rotor-3. Después se procede al pulido de las muestras. En el caso de los polvos de hierro y níquel, se ha empleado una rueda giratoria húmeda (pulidora Struers LaboPol-6, Figura 4.14) cubierta con un paño especial, el cual se empapa con una disolución de partículas abrasivas de alúmina (de 0.4 a 1.0 μm) en agua. Para las probetas de aluminio, el pulido se llevó a cabo de forma manual, con un paño cargado con óxido de magnesio en polvo (Magomet), y humedecido con agua. Tras el pulido, además de la limpieza con agua, es necesaria una limpieza mediante un baño de ultrasonido, para evitar que queden restos de abrasivo entre las partículas de polvo. Figura 4.14. Pulidora Struers LaboPol-6. Una vez pulida la muestra de polvo, se lleva a cabo el ataque, con el fin de revelar la microestructura del material. Para ello, se emplea un reactivo apropiado según el material, sometiendo la superficie pulida a su acción química. La Tabla 4.1 recoge los reactivos empleados para cada uno de los polvos de partida utilizados en esta Tesis. Capítulo 4 102 Tabla 4.1. Reactivos para el ataque químico de las muestras: material de aplicación, composición y modo de empleo. Material Reactivo Composición Aplicación Hierro Nital Ácido Nítrico diluido al 5% con alcohol etílico Por frotamiento, durante 5-10 s. Aluminio Keller Ácido Fluorhídrico (HF), 2.5 ml Por inmersión, durante 5-10 s Ácido Clorhídrico (HCl), 1.5 ml Ácido Nítrico (HNO3), 2.5 ml Agua (H2O), 93.5 ml Níquel Norma ASTM-e407 [110] Disolución de 10 g CuSO4 en 50 ml HCl y 50 ml agua Por inmersión, durante 5-60 s. Análisis micrográfico El microscopio utilizado para obtener las micrografías ópticas es el Nikon Epiphot modelo 200 (Figura 4.15), con ocular de 10X y objetivos de 5X, 10X, 20X, 50X y 100X. La captación de imágenes se lleva a cabo mediante una cámara digital Nikon CoolPix acoplada al microscopio. Figura 4.15. Microscopio óptico Nikon Epiphot modelo 200, empleado en la caracterización microestructural de los compactos. Se han obtenido imágenes de las muestras de polvo preparadas metalográficamente, antes y después del ataque químico. A partir de estas últimas, se ha determinado el tamaño medio de grano de cada uno de los polvos, siguiendo el procedimiento descrito en las nor- Procedimiento Experimental 103 mas UNE-EN ISO 643 [ 111 ] y ASTM E112–13 [ 112 ]. En particular, se ha aplicado una adaptación del método del segmento interceptado, en este caso, sin tener en cuenta los espacios entre partículas. 4.2 Procesado previo de los polvos: Molienda Para el caso del polvo de aluminio fue necesario un procesado previo de los polvos, a través del método de molienda o aleado mecánico. El aleado mecánico es una técnica de procesado de polvo en estado sólido, desarrollada por John Benjamin en 1966 [ 113 ], que permite obtener un material homogéneo a partir de mezclas de polvos elementales. Se lleva a cabo en un molino de bolas de alta energía, constituido por un tambor estático y un rotor, y por lo general en seco, aunque en ocasiones se realiza en húmedo o en combinación de partículas de polvo sólidas y líquidas [ 114 , 115 , 116 , 117 , 118 , 119 ]. Durante la molienda, los polvos sufren procesos repetitivos de deformación y soldadura en frío, fractura y resoldadura de las partículas de polvo. Las etapas en las que predomina la soldadura y la fractura se van sucediendo y alternando, por lo que la estructura de las partículas es continuamente refinada y homogeneizada, reduciéndose el tamaño con el tiempo. Finalmente, se alcanza un equilibrio entre los procesos de fractura y soldadura (Figura 4.16) y el tamaño de partícula alcanza un estado estacionario [119]. Figura 4.16. Evolución del tamaño de partícula durante el aleado mecánico. Las altas energías de colisión entre las bolas, usadas como medio de molienda, deforman plásticamente a las partículas de polvo que haya entre ellas (Figura 4.17). Cada vez que se producen colisiones entre las bolas, las partículas de polvo contenidas entre ellas Tamaño de partícula (%) Volumen relativo por micra cúbica (%) Soldadura Fractura Capítulo 4 104 son deformadas creándose así nuevas superficies. Estas nuevas superficies tienen gran tendencia a la oxidación, por lo que el proceso de molienda suele ser realizado en ausencia de aire, bien en vacío o en atmósfera de gas inerte. (a) (b) Figura 4.17. a) Efecto de las bolas sobre el polvo, y b) deformación de las partículas de polvo entre dos bolas durante la molienda. Alcanzado el estado estacionario, todas las partículas contienen la mezcla de material de partida en la misma proporción y, debido a la energía de deformación acumulada, alcanzan un nivel de dureza también estable (saturación). Debido a la facilidad y la rapidez con la que es reducido el tamaño de partícula, el aleado mecánico es muy utilizado para la síntesis de materiales de tamaño nanométrico [ 120 , 121 , 122 , 123 , 124 , 125 , 126 ]. El aleado mecánico es un proceso complejo en el cual intervienen un elevado número de variables (materiales de partida, tipo de molino, velocidad de giro del rotor, tiempo de molienda, temperatura, atmósfera, relación de carga, agente controlador del proceso, etc.), las cuales condicionan la evolución de la molienda y las características del polvo obtenido, y que no son totalmente independientes entre sí [ 127 , 128 ]. Es necesario conocer a la perfección dichas variables para saber cómo afectan y así poder adaptar el proceso de acuerdo a conseguir la fase y microestructura deseada. La particularidad del aleado mecánico yace en la obtención de nuevas aleaciones imposibles de fabricar por otros métodos. En otras ocasiones, también puede emplearse para mejorar las prestaciones de cierta aleación homogeneizándola, refinando su microestructura o creando fases cristalinas metaestables [ 129 , 130 ]. Sin embargo, en la presente Tesis, el método de molienda no ha sido empleado para ninguna de las principales aplicaciones del aleado mecánico, sino únicamente como un corto tratamiento previo del polvo de aluminio, con el fin de eliminar su capa de óxido superficial, de manera que fuera posible su uso posterior para fabricar compactos a través de la técnica SRE-MF. Debido a la alta capacidad de oxidación que presenta el polvo de aluminio, este no pudo ser utilizado tal y como es suministrado por el fabricante para el proceso de SRE. Procedimiento Experimental 105 Tras realizar varias pruebas de sinterización eléctrica, todas ellas sin éxito, se llegó a la conclusión de que el problema estaba en la capa de óxido formada en la superficie de las partículas de polvo de Al, debido al paso del tiempo desde que el polvo es fabricado y envasado hasta su uso en el laboratorio. Esta capa de óxido, muy resistiva, no permite el paso de la corriente eléctrica necesaria durante el proceso de consolidación eléctrica. Así, se decidió probar un breve proceso de molienda, tras el cual se pudo comprobar que el polvo consolidaba perfectamente por sinterización eléctrica. A continuación se detallan las condiciones elegidas para llevar a cabo dichas moliendas. Tipo de molino El attritor es considerado como uno de los mejores molinos para el proceso de aleación mecánica [ 131 , 132 , 133 ]. Además, permite procesar cantidades considerables de polvo en tiempos no muy elevados. Por estos motivos se eligió este tipo de molino. El molino empleado es de la empresa Union Process y consta de un motor de eléctrico de 186 W con variador continuo de velocidad entre 0 y 650 rpm. La vasija, de acero inoxidable, tiene una capacidad de 1400 cm3 y está refrigerada mediante una camisa. El agitador es de acero inoxidable y los brazos son de colmonoy (Ni-17Cr-3Fe). Incorpora un barrefondo para desplazar las bolas de la zona muerta del fondo de la vasija [ 134 ] hacia regiones más activas, mejorándose la circulación de polvo y bolas. Relación de carga, y carga total del molino Se ha escogido una relación de carga de 50:1, habiéndose cargado el molino con un total de 72 g de polvo y 3600 g de bolas. Tamaño y densidad de las bolas Se han utilizado bolas de acero al cromo níquel con un diámetro de 4.65 mm y densidad 7.9 g/cm3, empleadas en rodamientos, Figura 4.18a. Este acero se ajusta a las especificaciones DIN 1.3505 y AISI E52100 pudiéndose encontrar comercialmente con las denominaciones SKF-3 o Rodfor, Forjas Alavesas. Atmósfera de molienda Se han realizado moliendas en vacío, para no modificar la composición del polvo de aluminio. La tapadera empleada está especialmente diseñada para la vasija del molino (Figura 4.18b), y permite controlar la atmósfera en la que ocurre el proceso. Capítulo 4 112 milisegundos que tarda el cabezal superior de la máquina en bajar y tocar el punzón superior de la matriz, momento en el cual comienza a aplicarse la presión EVPi programada; esta carga seguirá aplicándose durante un corto periodo (tiempo de apriete, Apr), antes de que comience a pasar corriente eléctrica, y se mantiene hasta el final del proceso de consolidación. Tabla 4.5. Principales parámetros modificables en una experiencia de SRE-MF. Parámetros de una experiencia de SRE-MF Valor Tensiones EVPi Esfuerzo de soldadura inicial. Carga aplicada por la unidad de esfuerzo de la máquina, expresado en kN. Variable Intensidades I1i Intensidad de corriente del tren de soldadura 1 (precalentamiento). 3.0 kA I2i Intensidad de corriente del tren de soldadura 2 (calentamiento). Variable I3i Intensidad de corriente de la etapa de enfriamiento. 0.01 Tiempos Apx Tiempo de aproximación: tiempo de bajada del cabezal superior de la máquina (unidad de esfuerzo) hasta la pieza a soldar. 100 ms Apr Tiempo de apriete: tiempo de aplicación de la carga de compresión, previo al comienzo de paso de la corriente I1i. 200 ms ts1 Tiempo de soldadura 1: tiempo de paso de la corriente eléctrica I1i. 10 ms tf1 Tiempo frío 1: tiempo de aplicación de presión sin paso de corriente eléctrica. 0 SIUp Tiempo de slop ascendente: tiempo de subida de la corriente de soldadura desde el nivel inicial (potencia de soldadura 1) a un nivel superior (potencia de soldadura 2). 0 ts2 Tiempo de soldadura 2: tiempo de paso de la corriente eléctrica I2i. Variable SIDn Tiempo de slop descendente: tiempo de bajada de la corriente de soldadura desde el nivel de potencia de soldadura 1 a un nivel inferior (potencia de soldadura 3). 0 tf2 Tiempo frío 2: tiempo sin paso de corriente entre dos tiempos de soldadura 2. (i) 0 tf3 Tiempo frío 3: tiempo sin paso de corriente previo al tiempo ts3. 0 ts3 Tiempo de soldadura 3: tiempo de paso de la corriente eléctrica I3i. 0 ms Enf Tiempo de enfriamiento, aún con carga de compresión aplicada. 300 ms Int Tiempo de intervalo: tiempo de apertura de los electrodos. (ii) 50 ms (i) tf2: Para un modo de trabajo diferente al modo de ciclo único, y permite soldaduras continuas. (ii) Int: Empleado principalmente en ciclos repetidos de soldadura. En cuanto al ciclo de sinterizado, consta de dos trenes de soldadura, que se corresponden con una primera etapa de precalentamiento y con una segunda etapa de calentamiento, seguido de una última etapa de enfriamiento. El primer tren de soldadura, etapa de precalentamiento, es un pulso de corriente corto en el tiempo y con una intensidad menor, con lo que se pretende provocar una reducción de la resistencia de los polvos para después realizar la sinterización propiamente dicha. La Procedimiento Experimental 113 existencia de este periodo permite reducir el tiempo de regulación de la corriente en el segundo periodo. En la etapa de calentamiento es cuando se produce la sinterización, y los polvos reciben la mayor parte de la energía calorífica. Y por último, concluido el ciclo de sinterizado, sigue una etapa de enfriamiento, en la que se anula el paso de corriente, siendo esta la etapa previa a la retirada de la carga y final de la experiencia. Los parámetros modificables de estas tres etapas se muestran en la Figura 4.22. Figura 4.22. Detalle de la interfaz del CPC-Connect para la programación de los parámetros de las tres etapas de soldadura (sinterización) en una experiencia de SRE-MF: Etapas de precalentamiento (izquierda), calentamiento (centro) y enfriamiento (derecha). Con los parámetros de intensidad, I1i, I2i e I3i (Tabla 4.5 y Figura 4.22) se le indica a la máquina a qué intensidad de corriente se desea realizar el proceso de sinterización, para cada una de las tres etapas. Sin embargo, dado que la máquina desconoce qué resistencia eléctrica presenta el espécimen a sinterizar, no puede proporcionar la intensidad requerida de forma instantánea. La máquina invierte algunos instantes de tiempo (milisegundos) en conseguir la regulación. A la dificultad inherente de la regulación se añade el hecho de que la resistencia eléctrica del espécimen varía gradualmente en los primeros instantes del paso de corriente. Los tiempos de sinterizado ts1, ts2 y ts3 son aquellos durante los cuales están pasando las corrientes I1i, I2i e I3i respectivamente (Tabla 4.5 y Figura 4.22). Dar un valor adecuado a este parámetro es fundamental para poder alcanzar el régimen permanente de corriente, ya que, si es demasiado breve, la máquina es incapaz de regular la corriente. No obstante, existen otros tiempos que intervienen en una experiencia de SRE-MF. La secuencia completa de tiempos programables (descritos en la Tabla 4.5) es la que se muestra en esquema de la Figura 4.23. Capítulo 4 114 Figura 4.23. Secuencia de tiempos programables para una experiencia SRE-MF a través del software CPC-Connect. Se han mencionado únicamente los parámetros básicos, y que han sido con los cuales se ha trabajado en esta Tesis, aunque existen otros parámetros que se pueden modificar en el caso que las experiencias no den los resultados obtenidos. Parámetros elegidos para las experiencias SRE-MF Los tres parámetros tomados como variables en este trabajo han sido: la carga de compresión aplicada durante el proceso, EVPi, y la intensidad y el tiempo de paso de la corriente eléctrica del tren principal de soldadura, I2i y ts2. Los valores para estos parámetros se han elegido, al igual que los parámetros fijos, a partir de los datos de trabajos anteriores llevados a cabo por el grupo de investigación donde se desarrolla esta Tesis. Así, para los cuatro polvos utilizados, se han realizado experiencias aplicando tres presiones diferentes: 10.6, 12.0 y 13.3 kN, equivalentes a 80, 90 y 100 MPa. Y, para cada una de estas presiones, la intensidad y los tiempos de sinterización se han variado según los valores que se recogen en la Tabla 4.6. Además, para cada combinación de valores (presión – intensidad – tiempo) se ha fabricado, al menos, una pareja de compactos idénticos, con el fin de poder llevar a cabo una caracterización completa y evaluar los resultados según los parámetros empleados. Tabla 4.6. Valores de intensidad y tiempo de sinterización con los cuales se han realizado experiencias de SRE-MF para las tres presiones de compactación (80, 90 y 100 MPa). Material Intensidades I2i Tiempos ts2 [ts] (i) Hierro Desde 4.5 kA hasta 10.5 kA, con saltos de 0.5 kA. 290, 390, 490, 590 y 690 ms [300, 400, 500, 600 y 700 ms] Aluminio Desde 5.0 kA hasta 8.0 kA, con saltos de 0.5 kA. Níquel Desde 5.0 kA hasta 12 kA, con saltos de 1.0 kA. (i) 12ts ts ts , con ts1 (parámetro fijo) = 10 ms. Apr ts1 tf1 SIU ts2 SID tf2 tf3 ts3 Enf IntApx Procedimiento Experimental 115 4.3.4 Ejecución de la experiencia SRE-MF Tras programar la experiencia a través del CPC-Connect, se establece conexión entre la máquina de soldadura y el archivo Excel de adquisición, que permitirá capturar los datos y parámetros de cada experiencia, y después procesar los resultados. Es importante tener en cuenta que, durante el tiempo empleado en la configuración de parámetros de la experiencia, se permite que la temperatura del montaje se equilibre con la temperatura de la máquina; más concretamente, con la temperatura de la placa de cobre fijada a la bancada inferior de la máquina, en la cual se encuentra instalado el sensor de temperatura. Así, antes de la experiencia se anotará, entre otros datos necesarios (como los datos del polvo, dimensiones de los electrodos, etc.), la temperatura inicial del juego de troqueles, a partir de la lectura del termómetro digital acoplado. Con el archivo Excel de adquisición en “espera de nuevos datos”, y la máquina SREMF preparada para la soldadura, se puede ejecutar la experiencia de sinterización. Únicamente hay que activar los dos mandos de activación de la máquina, y mantenerlos pulsados hasta que termina la experiencia; es decir, hasta que termine la secuencia: bajada del cabezal superior hasta que toca el electrodo superior, aplicación de presión y corriente (sinterización), y subida el cabezal superior hasta su posición inicial. Cuando se ha parado el cabezal, se sueltan los pulsadores y se espera a que el archivo Excel adquiera los datos de la experiencia, para su posterior procesado. En este archivo, además de volcarse todos los parámetros programados a través del CPC-Connect (presión, intensidades, tiempos, etc.), se registran los datos de Intensidad, Tensión, Fuerza y Posición durante la experiencia de consolidación eléctrica. El compacto se podrá extraer del interior del juego de troqueles una vez que este se haya enfriado. A la pieza sinterizada se le mide su masa, altura y diámetro. Con estos valores, el archivo Excel permite procesar los datos adquiridos durante la sinterización, y obtener los valores, tablas y gráficas correspondientes a la experiencia de SRE-MF ejecutada. 4.4 Caracterización y evaluación de los compactos Todos los compactos fabricados mediante la nueva técnica SRE-MF, a partir de cada uno de los polvos metálicos, se han caracterizado empleando diferentes técnicas. Se han medido una serie de propiedades, como la densidad por dimensiones, la porosidad y la resistividad eléctrica, relacionándolas todas ellas con la energía específica apor- Capítulo 4 116 tada durante el proceso de sinterización. Además, se han realizado estudios micro y macroestructurales. Por último, se han llevado a cabo ensayos de compresión y de microdureza Vickers, cuyos resultados se han relacionado a su vez con la energía específica aportada durante la sinterización, con el fin de encontrar una tendencia y justificar los resultados obtenidos. 4.4.1 Densidad, porosidad y energía térmica específica Tras la fabricación de cada uno de los compactos, se eliminan las rebabas, empleando un papel de lija, por abrasión en seco. Una vez preparado el compacto, se procede a la medida del peso y dimensiones, para así calcular su densidad aparente. Las masas se han obtenido mediante una balanza Denver SI-2002, con apreciación de centésima de gramo. Para las dimensiones se ha empleado un calibre digital Mahr, con apreciación de centésimas de milímetro. Al ser todas las probetas de forma cilíndrica, para calcular el volumen se han medido 8 alturas (en la zona media y en las bases del cilindro) y 8 diámetros (en 8 lugares alrededor del cilindro). A partir de estas medidas de dimensiones y peso, se ha obtenido el valor de la porosidad de todos los compactos, así como la energía térmica específica aportada durante el proceso de sinterización de cada uno de ellos. Estos valores se calculan a través de la macro de adquisición y tratamiento de datos, preparada para el equipo SRE-MF (apartado 3.2.3, Capítulo 3). A partir de los datos adquiridos, y tras introducir las medidas de masa y dimensiones, el archivo Excel permite calcular la porosidad (en %) y la energía térmica específica (kJ/g) para cada uno de los compactos fabricados. La energía térmica aúna los parámetros de intensidad y tiempo de paso de la corriente eléctrica durante una experiencia de sinterización, aumentando su valor a medida que aumentan ambos parámetros. Así, el valor de la ETE da información del proceso de consolidación considerando los tres parámetros (I2i y ts2, de forma directa, y la presión indirectamente al calcular el valor específico), tomados como variables en las experiencias de SRE-MF llevadas a cabo en este trabajo. Además, para cada pareja de compactos iguales (a, b), fabricados con la misma combinación de los parámetros presión – intensidad – tiempo, se calcula el valor medio de las porosidades de ambas muestras. El resultado será el valor de porosidad Θ considerado para dicha combinación de parámetros. Procedimiento Experimental 117     2 ab    Por consiguiente, en los resultados presentados en el Capítulo 6 se tendrá, para cada presión, una tabla de resultados de porosidad, donde el valor en cada casilla es el valor medio de la porosidad obtenida para los compactos fabricados con las condiciones (Intensidad - tiempo) de esa casilla. Del mismo modo se procede con los resultados de energía térmica específica. 4.4.2 Medida de la resistencia eléctrica y cálculo de la resistividad La resistividad eléctrica (ρ) se ha medido a todos los compactos fabricados en este trabajo. El valor de la resistividad eléctrica se obtiene a partir de la medida de la resistencia eléctrica (R). Para ello se emplea un medidor digital de resistencia eléctrica (micro-ohmiómetro) modelo CA-6240 de la empresa Chauvin Arnoux (Figura 4.24), el cual permite medir valores muy bajos de resistencia (del orden de los μΩ). Figura 4.24. Microohmiómetro modelo CA-6240 de la empresa Chauvin Arnoux. La base del funcionamiento de este aparato de medida es un puente Kelvin, con el cual se determina el valor de la resistencia eléctrica a través del método de los cuatro puntos (Figura 4.25a). En la práctica, el dispositivo fabricado para la medida de la resistencia eléctrica en los compactos es el que se muestra en la imagen de la Figura 4.25b. Por los dos puntos en los extremos se hace pasar corriente continua (I), a través de la resistencia que está siendo comprobada, efectuándose una medición de tensión (U) en los bornes de dicha resistencia. Entonces, el aparato muestra en pantalla el valor de la resistencia correspondiente a la relación /UI . Capítulo 4 118 (a) (b) Figura 4.25. a) Esquema de la sonda empleada para medir la resistencia eléctrica, basado en el método de los cuatro puntos; b) bornes de medida de la resistencia eléctrica de los compactos. El microohmiómetro, es decir, el puente de Kelvin, al cual van conectados los electrodos, suministra el valor de la resistencia eléctrica (R). Sabiendo que la distancia S empleada ha sido única e igual a 2 mm, la resistividad eléctrica se calcula de forma directa al introducir el valor de R en la siguiente fórmula: 2SR     Para cada compacto se han obtenido cuatro valores de la resistencia eléctrica (Ri), medidos en una de las bases del cilindro, y siempre a temperatura ambiente. En realidad, se han hecho ocho medidas a cada compacto, siendo cada uno de los cuatro valores de Ri el resultado de la media aritmética de dos medidas realizadas con polaridades invertidas:   i R y   i R .     2 ii i RR R    De cada medida de la Ri se obtiene un valor de la resistividad eléctrica ρi, es decir, se obtienen cuatro valores de la resistividad para cada compacto. 2 ii SR     Y la resistividad eléctrica del compacto será la media aritmética de los cuatro valores ρi. 4 1i i    Por último, al igual que se hizo con los resultados de porosidad y energía térmica específica, hay que calcular el valor medio de la resistividades obtenidas para cada pareja de Procedimiento Experimental 119 compactos iguales (a, b), que será el valor final para cada combinación de parámetros (presión – intensidad – tiempo).     2 ab     4.4.3 Análisis estructural A. Preparación metalográfica El objetivo final de la preparación metalográfica es obtener una superficie plana de la muestra y sin rayas, semejante a un espejo, de manera que se puedan estudiar a nivel tanto macro como microscópico. Para ello es necesario cortar la probeta, empastillarla y pulirla. El procedimiento seguido en el laboratorio para la preparación metalográfica de las muestras es relativamente sencillo, aunque requiere de experiencia, ya que la técnica se adquiere solo después de un trabajo práctico constante. Corte y empastillado Las probetas pequeñas, o con formas incómodas de manipular a la hora de su preparación metalográfica, requieren ser empastilladas, facilitando así las tareas de desbaste y pulido. En primer lugar, es necesario cortar la probeta. Se ha utilizado la cortadora Struers modelo Discotom-2 (Figura 4.26a). El corte realizado ha sido, en todos los casos, un corte diametral, tal y como se muestra en la Figura 4.26b. Todos los compactos fabricados en este trabajo tienen forma cilíndrica, por lo que este plano de corte resulta el más apropiado para poder estudiar el sinterizado en las diferentes zonas de la probeta. (a) (b) Figura 4.26. a) Cortadora Struers modelo Discotom-2; b) esquema del corte diametral de un compacto con forma cilíndrica. Capítulo 4 120 Una vez que se ha cortado el compacto, una de las mitades será la que se prepare para su análisis metalográfico. Para ello, la muestra se embute en un material plástico sintético, que se acopla a la muestra en una prensa especial para empastillar. Se trata de un polímero termofijo, baquelita, muy resistente a la acción de los reactivos de ataque que se emplean posteriormente. La cantidad de resina se fija en función de la altura que se desea para la pieza final (ya que el diámetro es fijo, y viene impuesto según el cilindro de la prensa empastilladora). En la Figura 4.27a se muestra la prensa de empastillar empleada, Struers modelo CitoPress-10. Tras introducir la muestra y la resina en el cilindro de moldeo de la prensa, se pone en marcha el equipo. La duración del proceso completo es de 5 minutos, durante los cuales tiene lugar un aumento de la temperatura hasta unos 150 ºC, aplicándose simultáneamente una presión de 30 MPa. Una vez que la baquelita está adherida y curada, la muestra puede extraerse de la prensa. El resultado es una pieza con forma cilíndrica de tamaño aproximadamente uniforme, tal y como se muestra en la Figura 4.27b. (a) (b) Figura 4.27. a) Prensa de empastillar Struers modelo CitoPress-10; b) imagen de una probeta empastillada. Desbaste Los bordes de la probeta, una vez cortada y empastillada, son rebajados a través de un desbaste grueso, empleando una lija de número 60 con abrasivo de carburo de silicio, con el fin de eliminar los filos cortantes de la pastilla de resina fabricada anteriormente, y facilitar su manipulación en los pasos posteriores. Para ello se emplea la desbastadora que se muestra en la Figura 4.28. A continuación, se realiza un desbaste fino, empleando una serie de lijas 300, 600, 1000 y finalmente 2400 o 4000. El desbaste fino se lleva a cabo en la lijadora orbital Procedimiento Experimental 121 Struers Knuth-Rotor-3 (Figura 4.13). Del mismo modo que se ha descrito anteriormente, para la preparación de las muestras de polvo (apartado 4.1.8.C), es muy importante la limpieza con agua de la muestra entre cada uno de estos pasos. Figura 4.28. Desbastadora metalográfica. Pulido El tiempo empleado y el éxito del pulido depende mucho del cuidado puesto durante los pasos en la etapa previa de desbaste. En esta etapa se consigue la última aproximación a una superficie plana y libre de rayas. En la mayoría de los casos, se ha utilizado la pulidora Struers LaboPol-6 (Figura 4.14), siguiendo el procedimiento descrito en el apartado 4.1.8.C para el pulido de las muestras de polvo. Al igual que antes, después del pulido es necesaria una limpieza de la muestra con agua. El resultado final será una muestra libre de rayas, lista para su observación en el microscopio. Ataque El ataque químico que se aplica a las muestras, una vez que han sido pulidas, tiene como objetivo hacer visible su microestructura. Los reactivos empleados para cada uno de los materiales consolidados y preparados en este trabajo se indican en la Tabla 4.1 (apartado 4.1.8.C). Así, las partes elementales en la microestructura de la muestra, como fases y límites de granos, quedan visibles al microscopio óptico, e incluso se pueden diferenciar zonas de su estructura en las macrografías. B. Macrografías El estudio de un material hace necesaria una visión global de su estructura, comenzando por su observación macroestructural, para progresivamente emplear técnicas que permitan mayor magnificación y resolución. Capítulo 4 128 go, no se ha medido a todas las muestras, sino a las mismas series de compactos que fueron ensayados a compresión. La dureza de los compactos depende, principalmente, de la dureza del polvo de partida y de la densidad alcanzada por la pieza fabricada a partir de este material. Además, se ha podido comprobar que la dureza no es uniforme en toda la sección de una pieza, sino que varía en función de la posición. Esto es debido a que los compactos fabricados por SRE-MF no siempre poseen una microestructura homogénea, al igual que ocurre con otras técnicas de sinterización eléctrica. En general, se ha podido comprobar que el interior de los compactos presenta una dureza algo mayor a la del resto de la sección. Esto se debe al importante efecto que tiene la densificación y unión de las partículas en la dureza final del compacto, ya que la temperatura alcanzada es siempre mayor en la zona central de la pieza, lo cual conlleva una mayor densificación. Aunque los posibles cambios microestructurales por elevada temperatura podrían también modificar la dureza de la muestra, el efecto de la densificación parece más importante, fundamentalmente debido al corto periodo de tiempo de un proceso de SRE-MF (orden del ms). Por todo ello, se ha estudiado la distribución de dureza en la sección de las piezas ensayadas, así como el valor de microdureza en el interior de los compactos (Figura 4.32: punto 4; Figura 4.33: punto 3). Por último, se ha calculado la microdureza media: valor promedio de las cinco medidas obtenidas en el ensayo realizado a cada muestra. Este dato representa un valor aproximado de la dureza global del compacto, teniendo en cuenta tanto los bordes como el interior de la pieza. 5 Materiales Capítulo 5 MATERIALES Materiales 131 5.1 Polvos elegidos Para la realización de las experiencias de SRE-MF de esta investigación, se han elegido 4 tipos diferentes de polvos metálicos elementales, cuyas características principales se describirán en el presente capítulo. Son los siguientes polvos:  Hierro WPL 200  Hierro NC 100  Aluminio AS 61  Níquel Tipo 255 Se han elegido polvos con una morfología variada, en contra de la preferencia habitual de polvos con partículas esféricas, que facilitan las tareas de modelado. Con el fin de evaluar la influencia de la granulometría y morfometría de los polvos en el proceso de sinterización, se han escogido dos materiales con similar composición y morfología (los dos polvos de hierro, Fe WPL200 y Fe NC100), pero con una granulometría diferente. Además, se ha renunciado deliberadamente a la utilización de materiales de una pureza radical. Todo ello con el fin de aproximar, en lo posible, las condiciones estudiadas a las condiciones reales. A pesar del gran interés que presenta la extensión de este estudio a sistemas formados por mezclas de polvos o polvos aleados, se ha estimado conveniente restringir el trabajo a polvos elementales, para evitar una mayor complicación a la hora de interpretar los resultados en esta etapa preliminar. Es importante destacar que, los materiales elegidos, son materiales ya empleados en trabajos previos llevados a cabo por el grupo de investigación donde se desarrolla esta Tesis. 5.2 Descripción general de los polvos 5.2.1 Hierro WPL 200 Se trata de un polvo fabricado por la compañía alemana QMP Metal Powders Gmbh, mediante atomizado acuoso, cuya referencia es WPL200. Presenta una riqueza en hierro del 99.4% en masa, y sus principales impurezas son las que se detallan en la Tabla 5.1. Capítulo 5 132 Tabla 5.1. Principales impurezas presentes en el polvo Fe WPL200. Impureza % en masa Manganeso (Mn) 0.2 Oxígeno (O) 0.15 Carbono (C) 0.01 Azufre (S) 0.009 Las densidades características y la fluidez de este material, obtenidas según el procedimiento experimental detallado en el apartado 4.1 del capítulo anterior, se presentan en la Tabla 5.2. Tabla 5.2. Densidades características y fluidez del polvo Fe WPL200. Densidad absoluta 7.87 g/cm3 Densidad aparente 2.72 g/cm3 Densidad de golpeo 2.91 g/cm3 Porosidad de golpeo 0.63 Fluidez (50 g; Ø = 2.5 mm) 26.00 s 5.2.2 Hierro NC 100 Se trata de un polvo fabricado por la compañía Shangai CNPC Powder Material Co. Ltd., de referencia NC100.24. Presenta una pureza del 98.5% en hierro, y la composición de impurezas que se muestra en la Tabla 5.3. Tabla 5.3. Principales impurezas presentes en el polvo Fe NC100. Impureza % en masa Manganeso (Mn) 0.1 Silicio (Si) 0.1 Azufre (S) 0.015 Carbono (C) 0.01 Fósforo (P) 0.01 La Tabla 5.4 recoge los valores de densidades características y la fluidez de este material. Se puede ver que los valores obtenidos para las densidades de este polvo de hierro son similares a los que presentaba el Fe WPL200 (Tabla 5.2). Materiales 133 Tabla 5.4. Densidades características y fluidez del polvo Fe NC100. Densidad absoluta 7.87 g/cm3 Densidad aparente 2.40 g/cm3 Densidad de golpeo 2.75 g/cm3 Porosidad de golpeo 0.65 Fluidez (50 g; Ø = 2.5 mm) 29.63 s 5.2.3 Aluminio AS 61 Se trata del polvo fabricado por la compañía Eckart-Werke de referencia AS61. El método de obtención de este material fue la atomización de aluminio fundido usando aire comprimido. Posee los certificados ISO 9001 e ISO 14001, asegurando el fabricante una pureza del 99.7%, y siendo el hierro su impureza presente en mayor proporción (Tabla 5.5). Tabla 5.5. Principales impurezas presentes en el polvo Al AS61. Impureza % en masa Hierro (Fe) 0.35 Silicio (Si) 0.25 Zinc (Zn) 0.05 Cobre (Cu) 0.02 Titanio (Ti) 0.02 Otros 0.50 En este caso, hay que destacar que, debido a la alta capacidad de oxidación que presenta el polvo de aluminio, este no pudo ser utilizado para el proceso de sinterización eléctrica tal y como es suministrado por el fabricante (Al AS61 ER). Según se explica en el apartado 4.2 del Capítulo 4, ha sido necesario aplicar un procesado previo de molienda a dicho polvo, con el fin de eliminar la capa de óxido formada en la superficie de las partículas de polvo de Al, la cual no permite el paso de corriente eléctrica necesaria durante el proceso de consolidación eléctrica. El proceso de molienda ha sido llevado a cabo en vacío y sin añadir ninguna cantidad de cera (0% ACP) para no modificar la composición de este material, y durante un tiempo mínimo para no alterar significativamente su microestructura y evitar problemas de soldadura del polvo (únicamente 3-5 minutos). Con el objetivo de que el polvo usado para las experiencias SRE-MF fuese idéntico en todos los casos, se ha procedido de la siguiente forma: en primer lugar se han realizado Capítulo 5 134 las moliendas necesarias, hasta conseguir la cantidad total de polvo suficiente para el conjunto de experiencias de SRE-MF planificado; después, se ha mezclado el polvo obtenido en dichas moliendas. Esta mezcla de polvo molido ha sido el que se ha caracterizado en este capítulo, denominado Al AS61 AM; y, posteriormente, ha sido el polvo empleado para todas las experiencias de SRE-MF. En este caso, la cantidad de polvo necesaria para fabricar todos los compactos previstos era de 420 g; y, para obtener dicha masa, han sido necesarias un total de 10 moliendas. El rendimiento de estas moliendas ha variado entre el 60 y el 90% (Figura 5.1a), ya que, a pesar de ser moliendas muy cortas (5 min), en muchos casos el polvo se soldaba debido al hecho de no añadir ninguna cantidad de cera. De forma que, de los 72 g de carga inicial de polvo de aluminio, se llegó a obtener tan solo 45 g en algunos casos; incluso hubo que desechar el polvo obtenido en la primera molienda (rendimiento del 10%) ya que este reaccionó al abrir la tapa del molino, ardiendo rápidamente y quedando inservible. En la figura se muestran imágenes del polvo de aluminio soldado en la vasija y las bolas tras una molienda (Figura 5.1b) y al eje rotor de la tapadera (Figura 5.1c). (a) (b) (c) Figura 5.1. a) Rendimiento de las moliendas del polvo de aluminio. Imagen del polvo soldado tras el proceso de molienda: b) en el interior de la vasija con las bolas, y c) en el eje rotor de la tapadera. 7 g 63 g 65 g 46 g 44 g 64 g 52 g 55 g 48 g 58 g 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 Rendimiento (%) Molienda Rendimiento de las moliendas del polvo Al AS61 Materiales 135 Aunque el polvo previamente molido ha sido el empleado para todas las experiencias SRE-MF, en este capítulo se presentan los resultados de la caracterización de los polvos de aluminio sin moler, Al AS61 ER, y molido, Al AS61 AM. Las densidades características de ambos polvos, así como los valores de fluidez obtenidos mediante el ensayo con el fluidímetro de Hall, se muestran en la Tabla 5.6. Se puede ver que los valores obtenidos son prácticamente iguales para el polvo antes y después de la molienda, salvo para el caso de la fluidez, en la que se encuentra una diferencia de unos 4 s. Tabla 5.6. Densidades características y fluidez del Al AS61: en estado de recepción (ER), y molido 5 minutos en vacío (AM). Al AS61 ER Al AS61 AM Densidad absoluta 2.7 g/cm3 2.7 g/cm3 Densidad aparente 0.97 g/cm3 1.0 g/cm3 Densidad de golpeo 1.4 g/cm3 1.4 g/cm3 Porosidad de golpeo 0.44 0.44 Fluidez (50 g; Ø = 2.5 mm) 116.07 s 112.00 s 5.2.4 Níquel Tipo 255 Se trata del polvo fabricado por la compañía Inco Europe Ltd. de referencia T255, con una riqueza en Níquel del 99.5%, y cuyas impurezas vienen detalladas en la Tabla 5.7. Tabla 5.7. Principales impurezas presentes en el polvo Ni T255. Impureza % en masa Carbono (C) 0.3 Oxígeno (O) 0.15 Hierro (Fe) 0.01 Azufre (S) 0.001 Las densidades características y la fluidez de este material se presentan en la Tabla 5.8. Se observa que, a pesar de presentar una densidad absoluta mucho mayor que la del polvo de aluminio (8.91 g/cm3 frente a 2.7 g/cm3), la densidad de golpeo resulta similar para ambos materiales, siendo la del níquel 1.25 g/cm3 y 1.4 g/cm3 la del aluminio. Ambos valores son inferiores a la densidad de golpeo de los polvos de hierro, 2.91 g/cm3 y 2.75 g/cm3 para los polvos Fe WPL200 y Fe NC100 respectivamente (Tabla 5.2 y Tabla 5.4). En cuanto a la medida de la fluidez del níquel, el resultado del ensayo ha sido nulo, Capítulo 5 136 debido a la morfología irregular de las partículas, de tipo filamentosa, tal y como se puede ver en el apartado 5.4 de este mismo capítulo. Tabla 5.8. Densidades características y fluidez del polvo Ni T255. Densidad absoluta 8.91 g/cm3 Densidad aparente 0.6 g/cm3 Densidad de golpeo 1.25 g/cm3 Porosidad de golpeo 0.86 Fluidez (50 g; Ø = 2.5 mm) No fluye La densidad de golpeo es una de las características importantes a considerar, ya que determina la masa de polvo necesaria para la fabricación de un compacto por consolidación eléctrica, al depender de ella la altura de la columna de polvo una vez dentro de la matriz, tal y como se explica en el procedimiento experimental para llevar a cabo una experiencia de SRE-MF (Capítulo 4, apartado 4.3). Teniendo esto en cuenta, y a partir de la medida de la columna de polvo para diferentes masas, se pudo determinar la cantidad de polvo necesaria para cada uno de los materiales utilizados en las experiencias de SRE-MF realizadas para el desarrollo de esta Tesis, detalladas en la Tabla 4.3 del Capítulo 4. 5.3 Granulometrías El análisis granulométrico se ha realizado a todos los polvos, para lo cual se ha empleado el equipo Mastersizer 2000. Asimismo, la distribución granulométrica obtenida permite calcular el tamaño medio de partícula de cada material. En la Figura 5.2 se han representado las curvas granulométricas obtenidas para los polvos de hierro Fe WPL200 y Fe NC100, el polvo de aluminio Al AS61 (ER y AM) y el polvo de níquel Ni T255. Además, a partir de la distribución granulométrica se ha calculado, para cada uno de los polvos, el tamaño y radio medio de partícula. Los valores obtenidos se recogen en la Tabla 5.9. Por un lado, se observa que las curvas granulométricas de los dos polvos de hierro (Fe WPL200 y Fe NC100) tienen formas prácticamente iguales. El ancho de ambas curvas es similar, y se puede comprobar que existe simetría para los dos casos. Sin embargo, existe un desplazamiento hacia derecha de la curva del Fe NC100 respecto a la curva del Fe WPL200, lo cual se corresponde con un tamaño medio de partícula superior. Estos resulta- Materiales 137 dos se comprueban con los valores de la Tabla 5.9. Se puede ver que el tamaño medio de partícula es de 130 μm para el Fe NC100, frente a las 88.18 μm del Fe WPL200. Figura 5.2. Distribuciones granulométricas de los polvos de hierro Fe WPL200 y Fe NC100, aluminio Al AS61 (ER y AM) y níquel Ni T255. En la Figura 5.2 también se han representado las curvas del polvo de aluminio AS61 en estado de recepción, ER, y molido 5 minutos en vacío, AM (Figura 5.2). Se puede ver que, después de tan solo 5 minutos de molienda, el polvo cambia notablemente su distribución granulométrica, siendo la curva más ancha y desplazada hacia la derecha. Esto es debido a que, al estar en las primeras fases de la molienda, y al tratarse de un material blando, predominan los procesos de deformación y soldadura sobre los de fractura, adquiriendo el polvo un tamaño de partícula mayor. En la Tabla 5.9 se puede ver que el tamaño medio de partícula del polvo de aluminio molido es de 91.15 μm, mientras que el del polvo sin moler es 55.34 μm. Tabla 5.9. Tamaño y radio medio de partícula calculado a partir de las distribuciones granulométricas de cada uno de los polvos. MATERIAL Fe WPL200 Fe NC100 Al AS61 ER Al AS61 AM Ni T255 Tamaño medio de partícula (μm) 88.18 130.0 55.34 91.15 22.91* Radio medio, r0 (μm) 44.09 65.0 27.67 45.58 11.46* (*) El valor obtenido a partir de técnicas de granulometría láser representa el tamaño medio de los aglomerados de las partículas en forma de cadenas característicos del polvo de níquel T255. 0 2 4 6 8 10 12 0.01 0.1 1 10 100 1000 10000 Volumen, % Tamaño de partícula, mm Fe WPL200 Fe NC100 Al AS61 ER Al AS61 AM Ni T255 Capítulo 5 144 Figura 5.11. Curvas de compresibilidad de los polvos de hierro Fe WPL200 y Fe NC100, aluminio Al AS61 (ER y AM) y níquel Ni T255. En el caso del polvo de aluminio, a diferencia de lo que ocurría en las granulometrías (Figura 5.2), donde se podía observar una variación entre las curvas de los polvos sin moler y molidos 5 minutos, esto no ocurre en sus curvas de compresibilidad. Las curvas obtenidas para ambos polvos presentan una pendiente bastante elevada al comienzo del ensayo; aumentando la densidad relativa desde aproximadamente el 47% al inicio del ensayo, hasta el 90% con tan solo 300 MPa. Asimismo, en la Figura 5.11 se puede ver que, tanto para el polvo Al AS61 ER como para el Al AS61 AM, la densidad máxima alcanzada es igual para ambos (95.5 y 95.8%, respectivamente); siendo, además, la máxima densidad relativa obtenida para los diferentes polvos estudiados. Tabla 5.10. Ajuste Secondi de las curvas de compresibilidad de los polvos de hierro Fe WPL200 y Fe NC100, aluminio Al AS61 (ER y AM) y níquel Ni T255. MATERIALES Fe WPL200 Fe NC100 Al AS61 ER Al AS61 AM Ni T255   0.058 0.056 0.047 0.044 0.00 M  0.583 0.610 0.436 0.420 0.806 a 388.4821 355.1341 105.6121 131.1590 631.7726 b 0.8173 0.8070 0.8337 0.8789 0.5199 También se ha representado la curva del polvo de níquel T255. Se puede ver que la densificación de este polvo es menor que la del resto de materiales empleados. Su densidad inicial (densidad de golpeo), es inferior a la de los otros polvos (1.25 g/cm3 para el Ni T255, frente a valores de 1.4 g/cm3 para el aluminio, y de casi el 3 g/cm3 para el hierro); y, 20 30 40 50 60 70 80 90 100 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 Densidad Relativa (%) Presión (MPa) Fe WPL200 Fe NC100 Al AS61 ER Al AS61 AM Ni T255 Materiales 145 por tanto, la densidad relativa al comienzo del ensayo de tan solo el 21.4%. Asimismo, la densidad máxima alcanzada, para 1300 MPa, es del 81.1%, inferior a la obtenida para el resto de materiales. Esto es debido, principalmente, a que se trata de un material más duro. 5.7 Curvas de resistividad-porosidad Se han obtenido las curvas de resistividad-porosidad para los diferentes polvos de partida empleados para la SRE-MF. El ensayo se ha llevado a cabo según el procedimiento descrito en el apartado 4.1.7 (Capítulo 4), que permite medir la curva experimental de la resistividad conforme se aplica una fuerza de compresión sobre la columna de polvo. En la Figura 5.12 se han representado las curvas de resistividad frente a la porosidad obtenidas para cada uno de los polvos, incluyendo las curvas resultado del ajuste teórico de los datos experimentales en cada caso. En la Tabla 5.11 se recogen los resultados del ajuste Secondi correspondiente a dichas curvas. Figura 5.12. Curvas de resistividad-porosidad (experimental y teórica) de los polvos de: a) hierro Fe WPL200 y Fe NC100; b) y c) aluminio Al AS61 (ER y AM); y d) níquel Ni T255. En el caso del aluminio, la curva de resistividad-porosidad para el polvo Al AS61 ER mostrada en las Figura 5.12b fue obtenida para trabajos previos, antes de la oxidación superficial de las partículas de polvo por el paso del tiempo. Esta misma curva se intentó 1.0E-04 1.0E-03 1.0E-02 1.0E-01 1.0E+00 0.45 0.50 0.55 0.60 0.65 Resistividad Efectiva, ρ (Ω·m) Porosidad, Θ Fe WPL200 Fe WPL200 Teorica Fe NC100 Fe NC100 Teorica (a) 1.0E-04 1.0E-03 1.0E-02 1.0E-01 1.0E+00 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 Resistividad Efectiva, ρ (Ω·m) Porosidad, Θ Al AS61 ER Al AS61 ER Teorica (b) 1.0E-04 1.0E-03 1.0E-02 1.0E-01 1.0E+00 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 Resistividad Efectiva, ρ (Ω·m) Porosidad, Θ Al AS61 AM Al AS61 AM Teorica (c) 1.0E-04 1.0E-03 1.0E-02 1.0E-01 1.0E+00 0.81 0.82 0.83 0.84 0.85 Resistividad Efectiva, ρ (Ω·m) Porosidad, Θ Ni T255 Ni T255 Teorica (d) Capítulo 5 146 medir cuando comenzaron los problemas de sinterización eléctrica de este polvo para comprobar si, efectivamente, el problema de que no llegase a consolidar se debía a una mayor resistividad del polvo de partida. Tal y como era de esperar, no se pudieron medir datos de resistividad durante el ensayo, debido a la capa superficial de óxido de las partículas, que no permite el paso de corriente eléctrica. Así pues, tras el corto proceso de molienda del polvo de aluminio, se midió la curva de resistividad-porosidad del Al AS61 AM (Figura 5.12c). Tabla 5.11. Resultados del ajuste Secondi de las curvas de resistividad-porosidad de los polvos de hierro Fe WPL200 y Fe NC100, aluminio Al AS61 (ER y AM) y níquel Ni T255. MATERIALES Fe WPL200 Fe NC100 Al AS61 ER Al AS61 AM Ni T255 ρm (Ω·m) 1.18·10-7 1.18·10-7 2.92·10-8 2.92·10-8 8.20·10-8 x M mr    1.92·106 1.92·106 4.00·1015 4.00·1015 4.67·107 md 18.3887 20.5267 29.2371 32.3283 23.924 nd 0.4330 0.4609 0.05533 0.1202 0.1707 Por último, con el fin de poder comparar el comportamiento de los diferentes polvos, se ha representado, Figura 5.13, la resistividad respecto a la porosidad relativa ( ΘR = Θ∕ΘM ) de todos ellos. Se observa que las curvas resistividad-porosidad relativa obtenidas para los dos polvos de hierro son similares. Ambos presentan una resistividad entre 6·10-1 y 8·10-1 Ω·m al inicio del ensayo, para un valor de la porosidad relativa del 98%; y, a medida que disminuye la porosidad por aplicación de la carga de compresión, la resistividad disminuye rápidamente hasta valores en torno a 1·10-3 Ω·m para una porosidad relativa final entre el 85 y 90%. Por otro lado, las curvas de los polvos de aluminio permiten comprobar que, debido al breve proceso de molienda, tanto la porosidad relativa inicial del polvo como el comportamiento durante el ensayo, varían respecto al polvo sin moler. Al inicio del ensayo, para una misma resistividad inicial, de 5.8·10-1 Ω·m, la porosidad relativa ha sido del 96% para el Al AS61 AM, y del 99% para el Al AS61 ER. Por otro lado, en el caso del polvo molido se alcanza una resistividad de 1.2 10-3 Ω·m al final del ensayo, para una porosidad relativa del 76%. Mientras que, para el Al AS61 ER, la resistividad del polvo disminuye hasta 5.8·10-4 Ω·m, y la porosidad relativa se reduce hasta el 67%. Se ha comprobado que el comportamiento del níquel durante el ensayo es diferente al resto de polvos, con una disminución significativa de la resistividad desde su valor inicial Materiales 147 de 3.1·10-1 Ω·m, para una porosidad relativa inicial del 99%, hasta el 1.5·10-4 Ω·m alcanzado para el 97% de porosidad relativa final. Esta evolución predice, en una primera hipótesis, un buen comportamiento de estos polvos durante el proceso de sinterización por resistencia eléctrica. Figura 5.13. Curvas de resistividad-porosidad relativa de los polvos de hierro Fe WPL200 y Fe NC100, aluminio Al AS61 (ER y AM) y níquel Ni T255. 5.8 Polvo de Grafito KS4 Además de los materiales elegidos para la fabricación de compactos en las experiencias SRE-MF realizadas en esta Tesis (polvos de hierro, aluminio y níquel), se ha utilizado polvo de grafito como lubricante de la matriz. El polvo de grafito empleado es suministrado por la empresa Timcal Graphite and Carbon, con la referencia KS4. El grafito se caracteriza por tener una estructura cristalina formada por átomos de carbono organizados en planos paralelos entre sí. Dentro de cada plano los átomos de carbono se encuentran fuertemente ligados entre ellos adoptando una disposición hexagonal, mientras que la unión entre planos es más débil. Estas características microestructurales confieren una gran capacidad de deslizamiento de un plano sobre otro, y hacen que el grafito sea un lubricante ideal. Tal y como se describe en el Procedimiento Experimental (Capítulo 4, apartado 4.3), se utiliza una suspensión de grafito en acetona para facilitar la aplicación de este polvo en las paredes interiores de la matriz (del tubo cerámico). 1.0E-04 1.0E-03 1.0E-02 1.0E-01 1.0E+00 0.60 0.70 0.80 0.90 1.00 Resistividad Efectiva, ρ ( Ω·m) Porosidad Relativa, ΘR Fe WPL200 Fe NC100 Al AS61 ER Al AS61 AM Ni T255 Capítulo 5 148 A continuación, Tabla 5.12, se presenta la composición, con la cantidad de las principales impurezas del grafito KS4 según los datos suministrados por el fabricante. Tabla 5.12. Composición del polvo de grafito KS4: principales impurezas (datos del fabricante). Impureza Cantidad Ceniza 0.07% Humedad 0.1% Hierro (Fe) 135 ppm Silicio (Si) 90 ppm Calcio (Ca) 90 ppm Azufre (S) 50 ppm Aluminio (Al) 10 ppm Titanio (Ti) 7 ppm Vanadio (V) 3 ppm Níquel (Ni) 2 ppm Plomo (Pb) < 2 ppm Las principales propiedades del polvo de grafito empleado se muestran en la Tabla 5.13. El estudio granulométrico permite ver que prácticamente la totalidad de las partículas, el 90%, tiene un tamaño menor de 4.7 μm; quedando el tamaño del 50% de las partículas por debajo de 2.4 μm, y del 10% inferior a 0.9 μm. Tabla 5.13. Principales propiedades del polvo de grafito KS4 (datos del fabricante). Densidad Scott 0.07 g/cm3 Superficie específica 26 cm2/g Tamaño de partículas d(0.1) 0.9 μm Tamaño de partículas d(0.5) 2.4 μm Tamaño de partículas d(0.9) 4.7 μm 6 Resultados y discusión Capítulo 6 RESULTADOS Y DISCUSIÓN Resultados y discusión 151 6.1 Resumen de las experiencias realizadas Para la consolidación mediante la técnica de sinterización eléctrica con media frecuencia (SRE-MF) se necesita, en primer lugar, fijar las condiciones de trabajo de las experiencias con cada uno de los polvos empleados. A partir de experiencias previas que no se detallan en esta memoria, se han podido fijar unos valores de partida para los parámetros más significativos implicados en el proceso (diferentes para cada uno de los materiales de partida). No obstante, uno de los objetivos principales de este trabajo es determinar las condiciones óptimas de sinterización por SRE-MF para cada material. Para cada uno de los materiales elegidos, han sido empleadas tres presiones de compactación diferentes (80, 90 y 100 MPa), las cuales se han encontrado eficaces en los estudios tentativos previos. Y, con cada una de estas presiones, los compactos se han fabricado variando, por un lado, la intensidad de corriente eléctrica en la etapa de calentamiento (I2i), y, por otro, el tiempo de paso de dicha corriente eléctrica (ts2); es decir, variando el tiempo de sinterización ( ts = ts1 + ts2 ). Los valores para el resto de parámetros implicados como, por ejemplo, la intensidad de corriente en la etapa de precalentamiento (I1i = 3.0 kA) o el tiempo de paso de la misma (ts1 = 10 ms), se han fijado según se detalla en el apartado 4.3 del Capítulo 4. A continuación, se muestran las condiciones de intensidad y tiempo de sinterización empleadas (I2i, ts2), para los polvos de hierro, aluminio y níquel (Tabla 6.1). Los valores de intensidad y tiempo de sinterización indicados en la tabla han sido idénticos para las tres presiones utilizadas. Se han marcado con un tic verde (√) las experiencias válidas, es decir, en las que se obtuvieron piezas consolidadas, que pudieron ser caracterizadas posteriormente. Las marcadas con una cruz roja (X) se corresponden con experiencias no válidas o no llevadas a cabo (mal consolidadas y que no pudieron ser caracterizadas). Tabla 6.1. Resumen de las condiciones (intensidad y tiempo de sinterización) de las experiencias SRE-MF de los diferentes polvos consolidados (Fe WPL200, Fe NC100, Al AS61 y Ni T255). Todas ellas llevadas a cabo para tres presiones: 80, 90 y 100 MPa. (√): experiencias válidas. (X): experiencias no válidas; [*]: Para el aluminio, con las presiones de 90 y 100 MPa, no resultaron válidas las experiencias con 7.5 y 8.0 kA y tiempos superiores (desde 490 y 590 ms). (−): experiencias no llevadas a cabo. Presiones: 80, 90 y 100 MPa I2i (kA) 4.5 5.0 5.5 6.0 6.5 7.0 7.5 8.0 8.5 9.0 9.5 10.0 10.5 11.0 12.0 ts2 (ms) 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 290 390 490 590 690 Material Fe WPL200 Fe NC100 X√ √ √ √ √ √ √ √ √ √ √ √ − − Al AS61 −√ √ √ √ √ √ X [*] √ X [*] −−−−−−− Ni T255 −√−√−√−√−√−√−√X Resultados y discusión 153 En el caso de los polvos de hierro, la intensidad máxima empleada fue de 10.5 kA, ya que, aunque los compactos obtenidos con estas condiciones presentaban buenas propiedades finales, comenzaron a aparecer problemas de soldadura de los compactos a las obleas para las condiciones máximas de intensidad y tiempo (10.5 kA, 690 ms). Por el contrario, el uso de una intensidad de sinterización demasiado baja (4.5 kA) no permitía que el polvo llegase a consolidar, Figura 6.1a. (a) (b) Figura 6.1. a) Polvo de hierro sin consolidar debido a usar una intensidad demasiado baja (4.5 kA). b) Compacto de aluminio soldado a las obleas y al tubo por el uso de una intensidad excesiva (7.0-8.0 kA) Con el polvo de aluminio, se decidió no bajar de 5.0 kA, ya que en pruebas realizadas previamente se había comprobado que valores inferiores de intensidad no permitían la correcta sinterización del polvo. Por otro lado, no se pudo aumentar la intensidad por encima de 8.0 kA, ya que las temperaturas alcanzadas en estas condiciones hacían que los compactos se soldasen a las obleas y agrietasen el tubo cerámico (Figura 6.1b), siendo necesario reemplazar dichos elementos para la siguiente experiencia. Debido a esto, para la presión de 90 MPa, no se han fabricado compactos con la intensidad de 7.5 kA y tiempos de paso de 590 y 690 ms, y con 8.0 kA para ts2 ≥ 490 ms. Asimismo, para 100 MPa, no se han obtenido resultados de las experiencias con 7.5 y 8.0 kA para ts2 ≥ 490 ms. Por último, para las experiencias con el Ni T255 se decidió trabajar con un salto en la intensidad de 1.0 kA, en lugar de incrementos de 0.5 kA como se hizo con el resto de materiales, con el fin de evitar un volumen de piezas excesivo. Además, se ha comprobado que con variaciones de 1.0 kA se obtiene una evolución clara y uniforme de las propiedades de los compactos, sin grandes saltos en los resultados correspondientes a cada muestra. Y, en este caso, se ha aumentado el valor de la intensidad de corriente máxima, alcanzándose hasta los 12.0 kA. Sin embargo, solo se pudieron fabricar piezas empleando 11.0 kA, ya que comenzaron a presentarse problemas de soldadura al aumentar la intensidad por encima de este valor. Capítulo 6 256 La resistencia máxima alcanzada, para los compactos que llegaron al 50% de deformación, ha variado entre 400 y 550 MPa. (a) (b) (c) (d) Figura 6.73. Detalle de compactos tras el ensayo de compresión: a) Ni T255 100 5.0/290, roto durante el ensayo, para el 13% de deformación y una presión máxima soportada de 68 MPa; b) Ni T255 100 8.0/490, para el 36% y 312 MPa; c) y d) Ni T255 100 11.0/690, para el 50% y con una resistencia de 545 MPa (vista superior y perfil). Por último, se ha analizado el efecto del tiempo de paso de la corriente. En general, la presión máxima soportada es mayor conforme aumenta el valor de ts2. Así, en la Figura 6.72d se observa que resistencia aumenta desde 460 MPa para la muestra 11.0/290, hasta 545 MPa para la 11.0/690. Sin embargo, esto no ocurre así en algunos casos con intensidades más bajas, donde muchas de las piezas rompieron durante el ensayo. Por ejemplo, con 9.0 kA, solo se alcanzó el final del ensayo para los tiempos de 390 y 690 ms, con una resistencia de 444 y 502 MPa, respectivamente (Figura 6.72c). Esto es debido a la peor consolidación de estos compactos, haciendo difícil establecer una tendencia en su comportamiento. Efecto de la presión de compactación Para ver la influencia de la presión de compactación en la resistencia a compresión de los compactos de níquel, se ha representado la curva de presión frente a deformación de una selección de muestras, para las tres presiones utilizadas (80, 90 y 100 MPa). En este caso, se han seleccionado los siguientes compactos: 5.0/290, como ejemplo de una muestra peor consolidada (con una mayor porosidad), y que rompió para las tres presiones; la 8.0/690, ya que se trata de un caso intermedio, donde se comienza a alcanzar el 50%; y las muestras 11.0/290 y 11.0/690, por ser muestras que llegaron al 50% de deformación, y que han presentado buenas propiedades en los resultados analizados hasta ahora. La Figura Resultados y discusión 257 6.74 presenta los resultados del ensayo de compresión correspondientes a dichas muestras y para las tres presiones de consolidación. Figura 6.74. Ensayo de compresión de los compactos de Ni T255 a) 5.0/290, b) 8.0/690, c) 11.0/290, y d) 11.0/690. Resultados de presión frente a deformación, para las tres presiones: 80, 90 y 100 MPa. En general, el comportamiento durante el ensayo de compresión es similar para las presiones de 90 y 100 MPa. Para los compactos que rompieron durante el ensayo antes de alcanzar el 50% de deformación (Figura 6.74a), la presión máxima soportada ha sido mayor en el caso de estas dos presiones de compactación, debido a que se trata de muestras mejor densificadas respecto a las obtenidas con 80 MPa. En el resto de ensayos, llevados a cabo con intensidades más altas, la resistencia máxima ha sido similar para las tres presiones de compactación. Solo en algunos casos, como se constata en la Figura 6.74c, la presión máxima soportada ha sido mayor para la muestra consolidada con 80 MPa. Esto puede explicarse teniendo en cuenta que, al aplicar presiones de consolidación mayor, se puede provocar la Capítulo 6 258 aparición de tensiones residuales en la pieza, disminuyendo así su resistencia durante el ensayo de compresión. En resumen, teniendo en cuenta las propiedades mecánicas de los compactos de níquel, tanto microdureza como resistencia a compresión, se puede decir que, a pesar de que la distribución de microdureza no ha resultado buena en aquellas muestras consolidadas con condiciones máximas de presión, intensidad y tiempo de paso, solo en estos casos se consigue un mayor dureza de las piezas, así como una mayor resistencia a compresión. 6.6.6 Evaluación general de resultados Para terminar, se ha llevado a cabo una evaluación conjunta de las principales propiedades estudiadas para los compactos de níquel, con el fin de definir unos parámetros óptimos de consolidación del polvo de Ni T255 mediante SRE-MF. Teniendo en cuenta los resultados presentados anteriormente, se ha llevado a cabo un resumen para una serie de muestras más significativas. En general, la presión de 100 MPa ha permitido obtener mejores resultados, por lo que se ha optado por considerar los compactos consolidados con esta presión. Por un lado, se han incluido las consolidadas con 8 y 9 kA, y los mayores tiempos de sinterización, ya que a partir de estos valores comienzan a obtenerse compactos con mejores propiedades. También se han considerado las muestras obtenidas con 11 kA, ya que son las mejor consolidadas y que presentan los mejores resultados. En este caso, se han evaluado diferentes tiempos, con el fin de encontrar cuál de ellos permite obtener una mejor combinación de propiedades. En la Figura 6.75 y la Tabla 6.14 se recoge un resumen de los resultados más destacados para cada una de estas muestras. En este caso, se ha considerado tanto la microdureza en el interior como el valor medio, debido a la peor distribución de dureza encontrada en la mayoría de los compactos de níquel. Tal y como se había comprobado durante la discusión del conjunto de resultados de los compactos de Ni T255, los mejores resultados se obtienen con la intensidad de 11 kA. Se puede ver como la porosidad, dureza y resistencia mejoran notablemente respecto a las muestras consolidadas con menor intensidad, mientras que el aporte de ETE no aumenta de forma importante. De hecho, la muestra 11.0/490, con ETE de 0.32 kJ/g, presenta mejores propiedades que la 9.0/690, siendo mayor la ETE aportada para la consolidación de esta otra pieza, con 0.38 kJ/g. Resultados y discusión 259 Figura 6.75. Resultados de a) porosidad, b) ETE, c) microdureza HV (interior), y d) resistencia a compresión; para una selección de compactos de Ni T255, fabricados mediante SRE-MF, todos ellos con una presión de 100 MPa. Por otro lado, comparando las muestras obtenidas con 11 kA, se puede ver que los mejores resultados se obtienen para el Ni T255 100 11.0/690, con un 22.7% de porosidad, una dureza interior de 109 HV 0.5, y una resistencia a compresión de 545 MPa para el 50% de deformación. Por otro lado, también se observa una buena combinación de resultados para la muestra 11.0/490, teniendo en cuenta la menor ETE aportada en este caso: 0.32 kJ/g para la 11.0/49, frente a 0.40 kJ/g para la 11.0/690. Tabla 6.14. Resumen de resultados para la selección de compactos de Ni T255, fabricados por SRE-MF utilizando una presión de compactación de 100 MPa. COMPACTO 8.0/690 9.0/690 11.0/290 11.0/490 11.0/690 Porosidad (%) 31.3 27.8 27.6 24.6 22.7 ETE (kJ/g) 0.32 0.38 0.28 0.32 0.40 HV interior 72 77 83 102 109 HV media 54 52 55 63 77 Resistencia (MPa) 421 502 460 520 545 Aunque la distribución de dureza no ha sido buena en ninguno de estos casos, ha resultado algo mejor para la 11.0/690. De hecho, comparando la dureza en el interior y el valor medio para ambos compactos, se observa una mayor diferencia entre dichos valores 0 5 10 15 20 25 30 35 8.0/690 9.0/690 11.0/290 11.0/490 11.0/690 Porosidad Compacto (a) 0 0.05 0.1 0.15 0.2 0.25 0.3 0.35 0.4 0.45 8.0/690 9.0/690 11.0/290 11.0/490 11.0/690 ETE (kJ/g) Compacto (b) 0 20 40 60 80 100 120 8.0/690 9.0/690 11.0/290 11.0/490 11.0/690 Microdureza HV Compacto (c) HV interior HV media 0 100 200 300 400 500 600 8.0/690 9.0/690 11.0/290 11.0/490 11.0/690 Resistencia (MPa) Compacto (d) Capítulo 6 260 para la 11.0/490: con 102 HV 0.5 en el interior, mientras que la dureza global disminuye hasta 63 HV 0.5. Por tanto, para los compactos de Ni T255 fabricados por SRE-MF, una buena combinación de resultados se obtiene empleando las condiciones máximas de presión, intensidad y tiempo: 100 MPa, 11 kA y 690 ms. En cualquier caso, es necesario destacar la peor consolidación de todos los compactos de Ni T255 fabricados mediante SRE-MF, respecto a la que presentan los compactos de hierro y aluminio obtenidos a través de la misma técnica. Teniendo en cuenta el conjunto de resultados analizados y recogidos en este apartado 6.6, parece conveniente considerar una compresión del polvo previa a la experiencia de SRE-MF, que permita partir de una masa de polvo mucho más densa, y así conseguir una mejor sinterización. 6.7 Simulaciones El objetivo de este apartado es contrastar la información suministrada por los sensores de seguimiento, durante las experiencias de S.R.E. analizadas en el Capítulo 4, con las predicciones teóricas arrojadas por el simulador. Este no solo aporta la evolución de las magnitudes globales del compacto, como la porosidad, sino también, la muy deseable evolución de la temperatura media del compacto, magnitud que no es accesible experimentalmente. Antes de comenzar, conviene aclarar cuál ha sido la estrategia seguida para las simulaciones. Dicha estrategia considera dos parámetros básicos, con valores relativamente desconocidos y difícilmente cuantificables. El resto de parámetros del modelo tienen valores conocidos (recolectados en bases de datos y/o bibliografía especializada [ 140 , 141 ]). Los parámetros que se considerarán ajustables son Ac, que controla la velocidad de densificación por termofluencia (Ecuación M14a), y Ex, que controla la tasa de disminución de la resistividad eléctrica de la capa de óxido por aumento de temperatura (Ecuación M5). Fijado el valor de Ex, el valor del factor pre-exponencial (Ax) quedará fijado automáticamente, porque el valor de la resistividad de óxido a temperatura ambiente se supone conocido a través de bibliografía. Tales parámetros de ajuste se eligen de manera que proporcionen una buena concordancia inicial entre las predicciones teóricas y los datos experimentales de evolución de la porosidad y de la evolución de la resistencia eléctrica. Una vez Ac y Ex son elegidos para un experimento particular, se mantendrán idénticos para cualquier otro tipo de experimento llevado a cabo con el mismo polvo bajo diferentes condiciones de procesamiento (diferen- Resultados y discusión 261 tes tiempos de paso y/o intensidad de corriente). Un estudio llevado a cabo muestra que la modificación, en pequeño grado, de los parámetros Ac y Ex no altera significativamente la predicción global del modelo, comprobándose por lo tanto que no son muy críticos, y que la estrategia adoptada resulta razonable. La Figura 6.76 muestra las curvas experimentales y teóricas obtenidas mediante una simulación lanzada con los valores finales de los parámetros Ac y Ex. Como se puede comprobar, el ajuste logrado es razonablemente bueno. Conseguido este punto, los valores de Ac y Ex, son establecidos para el resto de experiencias con el mismo polvo. Para todos los polvos se ha procedido de igual modo. Además, en todos los casos, se han cotejado diversas condiciones, para cerciorarse de la bondad de la elección. Figura 6.76. Curvas de referencia. Las evoluciones de a) la porosidad y b) resistencia eléctrica (ambas magnitudes globales), se eligen como las curvas que permiten escoger los valores de los dos parámetros ajustables del modelo. En la Tabla 6.15 se reúnen los parámetros empleados para la simulación de las experiencias con los distintos polvos. 0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0 200 400 600 800 1000 1200 Porosidad global tiempo (ms) Experimental Teórica (a) 0.00 1.00 2.00 3.00 4.00 5.00 6.00 7.00 0 200 400 600 800 1000 1200 Resistencia eléctrica (m) tiempo (ms) Experimental Teórica (b) Tabla 6.15. Parámetros considerados en las simulaciones con los distintos polvos. Los valores de las distintas propiedades han sido localizados en diversas fuentes de bibliografía especializada, así como a partir de la caracterización de los diferentes polvos llevada a cabo en el Capítulo 5. Parámetro Descripción Fe NC100 Fe WPL200 Ni T255 Al AS61 Geometría L1 (mm) Altura obleas 5 5 5 5 L2 (mm) Altura punzones 40 40 40 40 SN (mm2) Sección transversal electrodos / sección interior matriz 113.1 113.1 113.1 113.1 Características del polvo γm (g/cm3) Densidad global del metal (Ecuación M6) 7.870 7.870 8.900 7.870 ΘM Porosidad de golpeo 0.65 0.63 0.86 0.44 r (µm) Radio de las partículas (Ecuación M8) 65.0 44.1 1.2 45.6 δ (nm) Espesor capa de óxido (Ecuación M8) 4.5 4.5 4.5 4.5 md Parámetros dimensionales que permiten considerar la eliminación de la capa de óxido durante la compresión en el modelo teórico (Ecuación M8) 20.5267 18.3887 23.9240 32.3283 nd 0.4609 0.4330 0.1707 0.1202 ρX (Ω·m) Resistividad eléctrica del óxido a 300K (Ecuación M5) 2100 2100 0.8 1012 Θ∞ Parámetros utilizados para describir el comportamiento a compresión (Ecuación M10) 0.056 0.058 0.00 0.044 a 355.1341 388.4821 631.7726 131.1590 b 0.8070 0.8173 0.5199 0.8789 nc Exponente en la ley de fluencia (Ecuación M14) 4.5 4.5 4.5 4 Qc (J/mol) Energía de activación en la ley de fluencia (Ecuación M14) 192593 192593 192593 192593 EY (Pa) Módulo de Young aplicado en la Ecuación M14 211·109 211·109 200·109 70·109 M (g) Masa de polvo 4 4 3 2 Parámetros numéricos Tolerancia Tolerancia numérica 0.001 0.001 0.001 0.001 ε Coeficiente empleado para la aproximación de la función Delta de Dirac, δD (Ecuación M4) 4 4 4 4 n Número de nodos en la masa de polvo 110 110 110 110 m Número total de nodos en el sistema 150 150 150 150 ω Numero de nodos temporales 800 1000 800 800 Parámetros de ajuste Ac Factor pre-exponencial de la ley de fluencia (Ecuación M14) 1·1029 1·1029 1·1031 1·1016 Ex Aplicados para conocer la variación con la temperatura de la resistividad eléctrica de la capa de óxido (Ecuación M5) 2.94·102 2.94·102 102 7·102 Ax 1·1011 1·1011 3.28·102 1.96·1030 Resultados y discusión 263 6.7.1 Distribución de porosidad y temperatura Todas las simulaciones coinciden en que el centro del compacto es la zona en la que se alcanzan las máximas temperaturas, y se consigue la mayor densificación. Las figuras que se siguen se han elaborado a partir de las simulaciones de polvo de hierro, para una intensidad de corriente de 7 kA que pasa durante 700 ms, tras los cuales siguen 300 ms de periodo de enfriamiento (se ejerce presión, pero no circula corriente). Las mismas conclusiones cualitativas pueden extraerse de otras simulaciones realizadas con el mismo polvo bajo condiciones diferentes, o diferentes polvos. La Figura 6.77a muestra la distribución de porosidad en diferentes posiciones (medidas desde el centro del compacto). Se puede ver que las porosidades más bajas se encuentran en el corazón del compacto. El valor de la porosidad inicial (0.46) representado en la gráfica se corresponde con la porosidad alcanzada en el compacto después del periodo de enfriamiento. Por otro lado, en la Figura 6.77b se ha representado la distribución de porosidad en el interior del compacto para diferentes instantes de tiempo durante su proceso de sinterización. Se observa que las diferentes curvas terminan en valores distintos del eje de abscisas, ya que, por la simetría del modelo teórico, está considerándose únicamente la mitad de la pieza que está densificando. Asimismo, se ha representado la evolución y distribución de las temperaturas locales, Figura 6.78. La conclusión, como ya se adelantaba, es que el corazón de la pieza es donde se alcanzan las temperaturas más altas. Capítulo 6 264 Figura 6.77. a) Evolución de la porosidad local en distancias (planos) representativas del compacto: centro (x0), punto medio entre la base y el centro (xm) y frontera polvo/oblea (x1). b) Distribución de porosidad en el interior del compacto en los siguientes instantes: inicio periodo calentamiento (t0), final de la rampa de subida de la intensidad (tS), mitad del periodo de calentamiento (tm = t0 + τC/2), final del periodo de calentamiento (tC) y final del proceso (tT). 0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50 0200 400 600 800 1000 1200 Porosidad local Tiempo (ms) x0 xm x1 (a) 0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50 0.0 1.0 2.0 3.0 4.0 5.0 Porosidad local Distancia (mm) t0 tS tm TC tT (b) Resultados y discusión 265 Figura 6.78. a) Evolución de la temperatura local en distancias (planos) representativas del compacto: centro del compacto (x0), punto medio entre la base y el centro (xm), frontera polvo/oblea (x1), frontera oblea/electrodo (x2), y mitad del electrodo (x3). b) Distribución de temperatura en el interior del sistema (polvo+punzones) en los siguientes instantes de tiempo: inicio periodo calentamiento (t0), final de la rampa de subida de la intensidad (tS), mitad del periodo de calentamiento (tm = t0 + τC/2), final del periodo de calentamiento (tC) y final del proceso (tT). 6.7.2 Temperatura media alcanzada Para todos los polvos se han realizado simulaciones con 6 y 10 kA, durante 700 ms de paso de corriente, y 300 ms de enfriamiento. Naturalmente, se espera que la temperatura media global alcanzada sea mayor cuando la intensidad de corriente es mayor. El efecto de la presión no es tan obvio, pero se puede adelantar que cuanto mayor es la presión, menor es el valor máximo de la temperatura media alcanzada. En la Figura 6.79 se muestra, a modo de comparación, la evolución de la temperatura media de los dos polvos de hierro (las diferencias observadas entre ellos son tan pequeñas, 0 200 400 600 800 1000 1200 0200 400 600 800 1000 1200 Temperatura local (K) Tiempo (ms) x0 xm x1 x2 x3 (a) 0 200 400 600 800 1000 1200 0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 Temperatura local (K) Distancia (mm) t0 tS tm tC tT (b) Conclusiones 273 Conclusiones El objetivo principal que se pretendía alcanzar en esta Tesis (la adaptación de un equipo de soldadura por resistencia eléctrica con tecnología de media frecuencia para implementar consolidación eléctrica de polvos metálicos) ha sido alcanzado de manera satisfactoria. La técnica se ha revelado como capaz de proporcionar compactos bien consolidados empleando tiempos extraordinariamente breves (del orden del segundo). Por otro lado, el modelo teórico del proceso de S.R.E. descrito en el Capítulo 2, desarrollado por el grupo de investigación en el cual se enmarca esta Tesis, se demostrado perfectamente válido y capaz de predecir correctamente la evolución de la densificación del compacto, en las diferentes condiciones de procesado. La importancia de ello, no solo reside en este hecho sino en la disponibilidad de variables (como la distribución interna de temperaturas), inaccesibles experimentalmente, que de otro modo serían completamente desconocidas. Uno de los problemas recurrentes en las técnicas de consolidación eléctrica es la durabilidad de las matrices empleadas. En esta Tesis, dicho problema no ha sido crítico. Esto es debido, principalmente, al hecho de haber trabajado con polvos elementales, con el fin de focalizar la investigación a la puesta en marcha de la técnica, intentando así reducir el resto de factores que intervienen en el proceso. Los polvos seleccionados, en general, presentan un buen comportamiento a la hora de ser procesados mediante técnicas de consolidación eléctrica. Además, trabajos previos han permitido determinar, para cada uno de los materiales, unos valores aproximados de presión, intensidad y tiempo de sinterización, como referencia y punto de partida para el desarrollo de esta investigación. Así, se ha evitado la rotura del tubo cerámico como consecuencia de problemas de soldadura por la fusión del material, o debido a fuertes impactos por el empleo de una presión excesiva. De hecho, durante el trabajo experimental llevado a cabo, a excepción de las pruebas iniciales y de las experiencias extremas en las cuales aparecieron problemas de soldadura, no ha sido necesario cambiar el tubo cerámico de la matriz con excesiva frecuencia. En particular, el número de compactos de hierro fabricados ha sido de 780 (390 con cada uno de los dos polvos de hierro), y, para ello, fueron 3-4 los tubos cerámicos empleados. Del mismo modo, para la fabricación de los compactos de aluminio y níquel (210 piezas con cada uno de estos materiales), se han utilizado, en torno a 2-3 tubos. Por consiguiente, se puede con- Capítulo 7 274 siderar que la vida media de cada tubo cerámico es de, aproximadamente, 200 compactos fabricados. A continuación se presentan, particularizando para cada tipo de polvo, las principales conclusiones obtenidas. Es destacable que, para los tres materiales, la mejor combinación de resultados se ha alcanzado con la mayor presión de compactación empleada. Además, se ha comprobado que el incremento de dicha presión (hasta el valor máximo utilizado, de 100 MPa) conlleva, en general, una ligera disminución de la energía térmica necesaria durante la sinterización del polvo, ya que se facilita el proceso la unión de las partículas. Consolidación de los polvos de hierro El comportamiento de los dos polvos de hierro (WPL200 y NC100) durante su consolidación mediante SRE-MF es, en general, similar y ambos permiten una fácil regulación de la intensidad durante la etapa inicial de calentamiento. En el caso del Fe NC100, la porosidad global disminuye más rápidamente. No obstante, para iguales condiciones de sinterización, la densificación alcanzada para los compactos con dicho polvo ha resultado ligeramente mayor. La evolución de la porosidad global y de la resistividad de los compactos de Fe NC100, al variar las condiciones de sinterización (intensidad y tiempo), es más uniforme que la del Fe WPL200. Aunque la ETE necesaria para la correcta consolidación del hierro NC100 ha resultado ser ligeramente superior, queda por debajo de los 0.70 kJ/g en casi todos los casos. Los compactos de Fe NC100 presentan una mejor consolidación, con un mejor acabado superficial y una porosidad global ligeramente inferior (valores mínimos del 5% frente al 8% para el Fe WPL200). El tamaño medio de grano es más pequeño en estos compactos (hasta 20-30 μm para el Fe NC100, mientras que con el Fe WPL200 se alcanzan entre 30 y 40 μm). Aunque el tamaño de grano de los compactos de los dos tipos de hierro crece al aumentar la intensidad y el tiempo empleados en su consolidación, esta variación no ha sido excesiva en ninguno de los casos (del orden del micrómetro). En general, la resistencia a compresión de los compactos finales es similar para ambos tipos de hierro (valores máximos entre 550 y 600 MPa). Sin embargo, los resultados del ensayo de dureza Vickers han sido mejores en caso del Fe NC100: con una mejor distribución de dureza en la sección de los compactos, además de alcanzarse valores más altos de microdureza (un máximo de 114 HV de valor medio, y 123 HV en el punto central del compacto) respecto a los del Fe WPL200 (103 y 106 HV, respectivamente). Conclusiones 275 Las simulaciones llevadas a cabo para este material han confirmado que la intensidad de corriente no puede alcanzar los 11 kA, ya que se produce la fusión del núcleo de la pieza. Además, para los polvos de hierro (como también los polvos de aluminio y níquel), las simulaciones muestran que la temperatura máxima alcanzada durante la sinterización es menor cuando se aplica una mayor presión de compactación. Evaluando en conjunto de resultados obtenidos, se puede considerar que los mejores resultados se obtienen con el Fe NC100, consolidado con 100 MPa, 10.5 kA y 690 ms. Los compactos obtenidos presentan densidades del 95%, con una microdureza global de 112 HV y la resistencia máxima a compresión de 570 MPa, siendo la energía térmica requerida de 0.69 kJ/g. Consolidación del polvo de aluminio En el caso del aluminio, la alta resistividad del óxido de aluminio (1012 Ω·m), que rodea las partículas de este polvo, dificulta el periodo de regulación de la intensidad durante el proceso de sinterización. Tanto la porosidad global como la resistividad eléctrica los compactos de aluminio alcanzan valores mínimos a partir de los 7.0 kA (≤ 7%, ≤ 1·10-6 Ω·m). Por contra, el aumento del tiempo de paso de la corriente no supone una mejora importante de dichas propiedades, mientras que sí aumenta la ETE aportada, lo cual indica la preferencia de aplicar intensidades altas y tiempos de sinterización cortos. El mejor acabado superficial, así como una porosidad menor y mejor distribuida, se obtienen para las piezas fabricadas con 100 MPa de presión e intensidades altas. El tamaño de grano de los compactos de aluminio no se ve influenciado de forma importante por el incremento de los parámetros de sinterización, quedando siempre en torno a 20 µm. Una buena combinación de microdureza y resistencia a compresión se obtiene en las muestras fabricadas con una presión de compactación de 100 MPa, e intensidades de 7.0 y 8.0 kA. Sin embargo, a partir de los 8 kA comienzan a presentarse problemas de soldadura en las experiencias llevadas a cabo con mayores tiempos de paso. Esto ha quedado constatado a través de las simulaciones llevadas a cabo para la predicción de la fusión del polvo. Teniendo en cuenta todos estos resultados, se puede considerar que una buena combinación de propiedades para los compactos de aluminio se obtiene empleando una presión de 100 MPa, 7.0 kA de intensidad y un tiempo de paso de 290 ms (porosidad del 6.4%; microdureza media e interior de 40 y 45 HV, respectivamente; y resistencia a compresión Capítulo 7 276 de 263 MPa). En este caso, la energía térmica aportada para el proceso de sinterización de los compactos ha resultado ser de tan solo 0.52 kJ/g. Consolidación del polvo de níquel Las particulares características del polvo de níquel T255, con un tamaño medio de partícula mucho más pequeño que el resto de materiales (2.13 μm, frente a 88-113 μm del hierro y 55 μm del aluminio), y una morfología arracimada de tipo filamentosa, hacen que su comportamiento durante las experiencias de SRE-MF sea diferente a lo observado para el aluminio y el hierro. En concreto, la caída de la porosidad es más brusca y se estabiliza en un intervalo de tiempo más corto, debido a su mayor porosidad de golpeo (0.86, respecto a valores inferiores a 0.65 para el resto de materiales). Además, el equipo es capaz de regular más fácilmente la intensidad, consecuencia de la menor resistividad eléctrica del óxido de níquel (del orden de 10-1 Ω·m), respecto a la del óxido de hierro y aluminio (103 y 1012 Ω·m, respectivamente). La resistividad eléctrica de los compactos no decrece de forma importante a partir de los 9.0 kA, pero sí lo hace su porosidad. A pesar de que la ETE aportada para su proceso de consolidación aumenta, la densificación mejora notablemente para las condiciones máximas de trabajo: 100 MPa, 11 kA y 690 ms. La densidad alcanzada por estas piezas ha sido del 77.3%, con una microdureza global de 77 HV y la resistencia a compresión de 545 MPa. Y la energía térmica aportada durante su consolidación ha sido de 0.40 kJ/g. Además, a través de las simulaciones se ha confirmado que, para dichas condiciones máximas de trabajo empleadas con este polvo, no se produce la fusión del material durante el proceso de sinterización. La baja densidad aparente del polvo de níquel implica desplazamientos muy grandes del punzón. Esto conlleva un peor acabado de los bordes y, por tanto, una peor distribución de microdureza. El acabado superficial de los compactos también mejora conforme se incrementan las condiciones de presión, intensidad y tiempo de paso. No se produce un crecimiento de grano significativo debido al incremento de dichos parámetros. El tamaño medio de grano para el polvo níquel es de 2.13 µm, quedando dicho valor entre 2.8 y 4.7 µm para los compactos fabricados a partir de dicho polvo. Asimismo, la porosidad de estos compactos presenta un tamaño muy pequeño, de acuerdo al orden del tamaño de grano. Conclusiones 277 Líneas futuras de investigación Pese a que en esta investigación la durabilidad de la matriz no ha sido un problema clave, para una posible implantación industrial de esta técnica sería deseable (o exigible) profundizar en el estudio de diferentes matrices completamente cerámicas, con el fin de maximizar su vida útil. Lógicamente, la técnica de sinterización por resistencia eléctrica debería ser aplicada a polvos de aleaciones comerciales de mayor interés tecnológico que los polvos elementales empleados en esta investigación básica. Finalmente, para uniformizar la distribución de porosidad interna, podría ser interesante la variación de los tiempos de aproximación y apriete, que tienen lugar en las etapas previas al paso de la corriente eléctrica. Quizás, podría resultar conveniente una compresión del polvo previa a la experiencia de SRE-MF. Esto permitiría obtener piezas con una menor porosidad, y con una distribución de porosidad más homogénea. 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