ES2270858T3 - Material compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones. - Google Patents
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Abstract
Un material compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones y un alargamiento a rotura del 10% o mayor a temperatura ambiente, en el que el material compuesto de aluminio está compuesto por una fase de matriz de Al o aleación de Al con B o un compuesto de B que tiene potencia para absorber neutrones en una cantidad tal que la porción de B es del 1,5% en peso o mayor hasta el 9% en peso o menor, y el material compuesto de aluminio se ha producido mezclando un Al o aleación de Al en polvo que tiene un tamaño medio de partícula de 5 a 150 mum con polvo de B o un compuesto de B que tiene un tamaño medio en partícula de 1 a 60 mum y sinterizando a presión el polvo.
Description
Material compuesto de aluminio que tiene
potencia para absorber neutrones y su método de producción.
La presente invención se refiere a un material
compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones que
es útil, por ejemplo, como material estructural de un recipiente de
transporte o recipiente de almacenamiento y demás de combustible
nuclear gastado y su método de producción.
Aunque el boro (B) es un elemento que tiene la
acción de absorber neutrones, sólo el isótopo ^{10}B, que está
presente en la proporción de aproximadamente el 20% en el B de
origen natural, se sabe que tiene dicha acción. Las aleaciones en
las que se añade B a una aleación de Al se han usado en el pasado
como materiales estructurales que tienen acción de absorción de
neutrones.
Los métodos de fusión habituales se han empleado
en el caso de la producción de dicha aleación. Como la temperatura
del líquido aumenta rápidamente cuando aumenta la cantidad de B
añadido, se usan sin embargo diversos métodos, incluyendo la adición
de B a la aleación de Al en forma de un polvo o aleación
Al-B, añadiendo B a un fundido de Al en forma de
fluoruro de boro, tal como KBF_{4} para formar un compuesto
intermetálico Al-B, y usando un método de moldeo o
moldeo a presión empezando a una temperatura igual a o por debajo de
la temperatura de líquido a la que están presentes tanto el líquido
como el sólido. Sin embargo, se han realizado diversas mejoras para
potenciar las propiedades mecánicas tales como resistencia y
ductilidad. Hay numerosos ejemplos de estas mejoras, algunos de los
cuales incluyen la solicitud de Patente No Examinada Japonesa,
Primera Publicación Nº Sho 59-501672, la solicitud
de Patente No Examinada Japonesa, Primera Publicación Nº Sho
61-235523, la solicitud de Patente No Examinada
Japonesa, Primera Publicación Nº Sho 62-70799, la
solicitud de Patente No Examinada Japonesa, Primera Publicación Nº
Sho 62-235437, la solicitud de Patente No Examinada
Japonesa, Primera Publicación Nº Sho 62-243733, la
solicitud de Patente No Examinada Japonesa, Primera Publicación Nº
Sho 63-312943, la solicitud de Patente No Examinada
Japonesa, Primera Publicación Nº Hei 1-312043, la
solicitud de Patente No Examinada Japonesa, Primera Publicación Nº
Hei 1-3102044 y la solicitud de Patente No Examinada
Japonesa, Primera Publicación Nº Hei 9-165637.
En la aleación de Al-B de
acuerdo con este tipo de método de fusión, cuando B se añade que
absorbe neutrones, están presentes compuestos intermetálicos tales
como AlB_{2} y AlB_{12} como compuestos de B, y cuando una
cantidad mayor de AlB_{12} en particular está presente, disminuye
la manejabilidad. Sin embargo, como es técnicamente difícil
controlar la cantidad de AlB_{12}, la adición de la cantidad de B
hasta el 1,5% en peso es el límite para materiales con uso práctico,
y por lo tanto, los efectos de absorción de neutrones no son
grandes.
Además, los borales son materiales distintos de
las aleaciones Al-B de acuerdo con los métodos de
fusión descritos anteriormente que tienen acción de absorción de
neutrones. Este boral es un material en el que un polvo, en el
30-40% en peso de B_{4}C se mezcla en un material
de matriz de Al, se intercala seguido de laminado. Sin embargo, no
sólo es la resistencia a tracción de este boral baja a
aproximadamente 40 MPa, sino que su alargamiento es también bajo al
1% haciendo difícil el moldeo y la formación, actualmente no se usa
como material estructural.
Un ejemplo de un método de producción de
materiales compuestos Al-B_{4}C, que todavía deja
algo para desear implica el uso de pulvimetalurgia. Este método
consiste en mezclar uniformemente la aleación de Al y B_{4}C,
ambos en estado de polvo seguido de solidificación y moldeo. Además
de poder evitar los problemas anteriores que acompañan a la fusión,
este método ofrece las ventajas que incluyen una mayor libertad en
la selección de la composición de la matriz. La Patente de Estados
Unidos Nº 5.486.223 y una serie de patentes posteriores del mismo
inventor, se describe un método para obtener un material compuesto
Al-B_{4}C que tiene características de resistencia
mejores usando un método de pulvimetalurgia.
El documento DE 43 08 612 A describe un material
compuesto de aluminio con una matriz de Al o aleación de Al que
contiene del 0,2 al 35% en peso de boro, preferiblemente del 1 al 3%
en peso. El compuesto producido de acuerdo con el documento DE 43 08
612 tiene el alargamiento a temperatura ambiente entre el 1,5 y el
3%.
En particular, la Patente de Estados Unidos Nº
5,700.962 se centra en la producción de material de bloque o de
neutrones. Sin embargo, en estas invenciones, debido al uso de
B_{4}C especial, al que los elementos específicos se añaden para
mejorar la unión con la matriz, el proceso es complejo y hubo
problemas considerables en términos de coste para aplicación
práctica. Además, hubo numerosas áreas de preocupación con respecto
al rendimiento tales como la aparición de contaminación gaseosa como
resultado del calentamiento y la extrusión de un artículo moldeado
poroso en el que el polvo se solidifica únicamente con CIP y el
deterioro significativo de las características como resultado de la
exposición a una alta temperatura de 625ºC o mayor durante la
sinterización del tocho dependiendo de la composición de la
matriz.
Como se ha descrito anteriormente, como hay
limitaciones en la cantidad añadida de un compuesto que tiene
potencia para absorber neutrones tal como B en una aleación de Al
producida con un método de fusión, los efectos de absorción de
neutrones fueron pequeños. Para resolver este problema, aunque se
han realizado numerosas invenciones como se ha mencionado
anteriormente, para trabajar en estas invenciones, había muchos
requisitos previos que aumentaban considerablemente los costes de
producción, incluida la fusión de una aleación maestra en la que las
proporciones de fases de compuesto interno (AlB_{2}, AlB_{12} y
otros) se han controlado, y usando boro concentrado extremadamente
caro haciendo de esta manera que las invenciones fueran difíciles de
aplicar de una manera práctica a nivel industrial. Además, en
términos de operación, el funcionamiento de estas invenciones con
equipos de fusión de Al ordinarios era casi prácticamente imposible
debido a problemas tales como la contaminación del interior del
horno (lo que requería que el horno se lavara para retirar la
escoria que tenía una alta concentración de B, y la contaminación
resultante de fluoruros residuales que se cargaban en el horno) y
daños a los materiales del horno provocados por una alta temperatura
de fusión (se requiere una temperatura de 1200ºC y superior en
algunos casos).
Además, un boral que tiene un alto contenido
B_{4}C del 30-40% en peso tiene problemas de
manejabilidad, evitándose su uso como material estructural.
Considerando estas circunstancias antecedentes,
además de buscar una alta potencia para absorber neutrones
aumentando el contenido de B, es necesario un material compuesto de
aluminio que tenga potencia para absorber neutrones, y su método de
producción, que tenga propiedades mecánicas superiores tales como
una resistencia a tracción y alargamiento, que fácil de manejar y
que pueda usarse como material estructural.
Por lo tanto, el objeto de la presente invención
es proporcionar un material compuesto de aluminio que tiene potencia
para absorber neutrones, y su método de producción que permite que
la potencia para absorber neutrones mejore aumentando el contenido
de B, y es mejor en términos de propiedades mecánicas y
manejabilidad.
Considerando las presentes circunstancias como
se ha descrito anteriormente, junto con la creación de un método
para producir de una manera barata un material compuesto de Al que
satisfaga la potencia para absorber neutrones necesaria y
características de resistencia en el equilibrio adecuado usando
B_{4}C barato habitual disponible en el mercado como abrasivo o
material refractario, los inventores de la presente invención
descubrieron una composición de aleación (incluyendo la cantidad de
B_{4}C añadido) en la que se demuestran los efectos máximos de
este método.
La presente invención empleó los siguientes
medios para resolver los problemas anteriores.
Un material compuesto de aluminio que tenía una
potencia para absorber neutrones y un alargamiento a rotura del 10%
o mayor a la temperatura normal de la presente invención se
caracteriza porque está compuesto por Al o una fase de matriz de Al
o aleación de Al de B o un compuesto de B que tiene potencia para
absorber neutrones en una cantidad tal que la proporción de B es del
1,5% en peso o más hasta el 9% en peso o menos, y que el material
compuesto de aluminio se ha producido mezclando Al o aleación de Al
que tiene un tamaño medio de partícula de 5 a 150 \mum con B o un
compuesto de B en polvo que tiene un tamaño medio de partícula de
unos 60 \mum y sinterizando a presión el polvo.
En este caso, el B o compuesto de B tiene una
potencia para absorber neutrones contenido en la fase de matriz de
Al o aleación de Al es preferiblemente tal que la proporción de B es
del 2% en peso o más y del 5% en peso o menos.
De acuerdo con este material compuesto de
aluminio que tiene potencia para absorber neutrones, la cantidad de
B o compuesto de B añadido es alta, y las características de
tracción y otras propiedades mecánicas son mejores. Además, sus
costes de producción pueden mantenerse a un nivel bajo.
El método de producción de un material compuesto
de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones y
alargamiento a rotura del 10% o mayor a temperatura normal de la
presente invención comprende añadir B o un compuesto de B en polvo
que tiene potencia para absorber neutrones y un tamaño de partícula
medio de unos 60 \mum en una cantidad tal que la proporción de B
es del 1,5% en peso o mayor, hasta el 1% en peso o menor, a Al o una
aleación de Al en polvo que tiene un tamaño medio de partícula de 5
a 150 \mum, y sinterización a presión del
polvo.
polvo.
En este caso, es preferible usar un polvo que
solidifique rápidamente que tenga una composición uniforme fina para
el Al o aleación de Al en polvo mientras que las partículas de
carburo de boro (B_{4}C) se usan preferiblemente como el compuesto
B en polvo. El tamaño medio de las partículas de Al o aleación de Al
en polvo anterior es de 5-150 \mum y las
partículas de B_{4}C que tienen un tamaño medio de partícula de
1-60 \mum se usan preferiblemente como partículas
de compuesto de B.
Además, la extrusión en caliente, extrusión por
laminado, prensado hidrostático en caliente o prensado en caliente,
o cualquiera de sus combinaciones puede usarse como método para
sinterización a presión.
Estos métodos de sinterización a presión están
caracterizados todos por cargar un polvo en un cartucho
(encartuchado) seguido de extracción al vacío mientras se calienta
para retirar los componentes gaseosos y la humedad absorbida sobre
la superficie del polvo dentro del cartucho, y finalmente cerrar
herméticamente el cartucho. Este polvo encartuchado se somete
después a un procesado térmico mientras se mantiene el vacío dentro
del cartucho.
Además, después de realizar la sinterización a
presión anterior, el tratamiento térmico se realiza preferiblemente
adecuadamente según sea necesario.
De acuerdo con este método de producción de un
material compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber
neutrones empleando un método de pulvimetalurgia usando
sinterización a presión, puede producirse un material compuesto de
aluminio que tenga características de tracción y otras propiedades
mecánicas superiores incluso si la cantidad de B o compuesto de B
añadida se aumenta. Por lo tanto, puede proporcionarse un material
compuesto de aluminio que pueda mejorar la potencia para absorber
neutrones mientras que también tiene una manejabilidad
mejor.
mejor.
La Fig. 1 es un gráfico relacionado con las
propiedades mecánicas de un material compuesto de Al que tiene
potencia para absorber neutrones de acuerdo con la presente
invención, y muestra la relación entre el límite elástico al 0,2%
(MPa) y la temperatura (ºC) para las muestras F, G e I de la Tabla
2.
La Fig. 2 es un gráfico relacionado con las
propiedades mecánicas de un material compuesto de Al que tiene
potencia para absorber neutrones de acuerdo con la presente
invención, que muestra la relación entre la resistencia a tracción
(MPa) y la temperatura (ºC) para las muestras F, G e I de la Tabla
2.
La Fig. 3 es un gráfico relacionado con las
propiedades mecánicas de un material compuesto de Al que tiene
potencia para absorber neutrones de acuerdo con la presente
invención, que muestra los efectos de la cantidad de B añadido a
temperatura ambiente para materiales compuestos basados en Al puros
(muestras A a E de la Tabla 2).
La Fig. 4 es un gráfico relacionado con las
propiedades mecánicas de un material compuesto de Al que tiene
potencia para absorber neutrones de acuerdo con la presente
invención, que muestra los efectos de la cantidad de B añadido a
temperatura ambiente para materiales compuestos basados en
Al-6Fe (muestras H a L de la Tabla 2).
La Fig. 5 es un gráfico relacionado con las
propiedades mecánicas de un material compuesto de Al que tiene
potencia para absorber neutrones de acuerdo con la presente
invención, que muestra los efectos de la cantidad de B añadido a
250ºC para materiales compuestos basados en Al-6Fe
(muestras H a L de la Tabla 2).
A continuación se proporciona una explicación de
una realización de un material compuesto de aluminio y su método de
producción que tiene potencia para absorber neutrones como se
reivindica en la presente invención, junto con una descripción de
las razones para limitar los intervalos de cada parámetro.
El método de producción de un material compuesto
de Al en la presente invención implica mezclar Al o aleación de Al
en polvo producido con un método de solidificación rápida tal como
atomización con B o un compuesto de B en polvo que tiene potencia
para absorber neutrones seguido de sinterización a presión. En esto,
la cantidad de B añadida está dentro del intervalo del 1,5% en peso
o más al 9% en peso o menos.
Los ejemplos de Al o aleación de Al en polvo que
pueden usarse como base incluyen metal de aluminio puro (las series
JIS 2xxx), aleación de aluminio basada en Al-Mg
(series JIS 5xxx), aleación de aluminio basada en
Al-Mg-Si (las series JIS 6xxx),
aleación de aluminio basada en
Al-Zn-Mg (series JIS 7xxx) y
aleación de aluminio basada en Al-Fe (que tiene un
contenido de Fe del 1-10% en peso), así como
aleación de aluminio basada en Al-Mn (series JIS
3xxx). No hay restricciones particulares sobre la base, puede
seleccionarse de acuerdo con las características necesarias tales
como resistencia, ductilidad, manejabilidad y resistencia
térmica.
Los polvos que solidificaron rápidamente tenían
una estructura uniforme fina se usan en este Al o aleaciones de Al.
Los ejemplos de métodos de solidificación rápida que pueden
emplearse para obtener este polvo solidificado rápidamente incluyen
tecnologías conocidas tales como laminado sencillo, laminado doble o
atomización por aire, atomización por gas y otros métodos de
atomización. La aleación de Al en polvo obtenida por solidificación
rápida de esta manera se usa teniendo un tamaño medio de partícula
de 5-150 \mum.
La razón para esto es que, como las partículas
acaban agregándose debido a que están en forma de partículas finas,
si el tamaño de partícula medio es menor de 5 \mum, las partículas
finalmente toman la forma de grandes agrupaciones y dan lugar a
limitaciones en la producción por atomización (debido a que se hace
necesario retirar sólo las partículas finas, la producción de polvo
producido se empeora considerablemente dando como resultado un
aumento repentino en los costes). Si el tamaño medio de partícula es
mayor de 150 \mum, hay limitaciones sobre el producto por
atomización, ya que no solidifican más por enfriamiento rápido.
Además, también hay problemas en términos de dificultad en la mezcla
uniforme con la adición de partículas finas. Por lo tanto, el tamaño
medio de partícula más preferible es de 50-120
\mum.
La rápida velocidad de enfriamiento de
solidificación rápida es de 10^{2}ºC/s o más, y preferiblemente de
10^{3}ºC/s o más.
Por otro lado, el B o compuesto de B mezclado
con el Al o aleación de Al en polvo anterior tiene las
características de tener la capacidad para absorber particularmente
neutrones a alta velocidad. Además, los ejemplos de compuestos de B
preferibles que pueden usarse en la presente invención incluyen
B_{4}C y B_{2}O_{3}. B_{4}C en particular tiene un alto
contenido de B por cantidad unitaria, y permite la obtención de una
gran potencia para absorber neutrones si se añaden pequeñas
cantidades. Además, es particularmente preferible como partícula
añadida a materiales estructurales que tienen una dureza
extremadamente alta y demás.
La cantidad añadida de este B o compuesto de B
es tal que la proporción de B en el porcentaje en peso es del 1,5 o
más al 9 o menos, y preferiblemente 2 o más a 5 o menos. La razón
para esto es como se describe a continuación.
En el caso de considerar el uso de una aleación
de aluminio (y material compuesto basado en aluminio) como material
estructural en el campo de la energía nuclear (y más específicamente
como material de un recipiente de almacenamiento o transporte de
combustible nuclear gastado, el espesor de los miembros es
necesariamente de aproximadamente 5 a 30 mm. En el caso de un
material de pared gruesa que sea mayor de este intervalo, no es
necesario indicar el uso de una aleación de aluminio ligera,
mientras que por otro lado, para asegurar una fiabilidad adecuada
necesaria para los materiales estructurales está claro que sería
difícil usar un miembro de pared extremadamente fina en
consideración a la resistencia habitual de la aleación de aluminio.
En otras palabras, la capacidad de bloqueo entre neutrones de la
aleación de aluminio usada en dichas aplicaciones debe ser un valor
adecuado requerido sobre el intervalo anterior de espesor y la
adición de cantidades extremadamente grandes de B o B_{4}C, como
se ha descrito en algunas invenciones anteriores sólo sirve para
empeorar innecesariamente la manejabilidad o disminuir la
ductilidad.
De acuerdo con experimentos realizados por los
inventores de la presente invención, en el caso de usar B_{4}C
ordinario disponible a un precio barato en el mercado como fuente de
B, las características óptimas para la aplicación diana sólo se
obtienen en el caso de que la cantidad de B_{4}C añadido sea de
2-12% en peso, o de 1,5-9% en peso
en términos de la cantidad de B. Si la cantidad B_{4}C es menor de
que esta cantidad, no se obtiene la potencia requerida para absorber
neutrones. Por otro lado, si se añade B_{4}C por encima del
intervalo anterior, no sólo la producción se hace difícil debido a
la formación de grietas y demás durante la extrusión y otros
procesos de moldeo, sino que el material resultante tiene una baja
ductilidad y no puede asegurar la fiabilidad requerida como material
estructural.
Además, se usa B o un compuesto de B en polvo
que tiene un tamaño medio de partícula de 1-60
\mum. La razón para esto es que, como cada partícula se agrega
debido a que está en forma de polvo fino, si el tamaño medio de
partícula es menor de 1 \mum, el polvo finalmente toma la forma de
grandes agregados, evitando de esta manera la obtención de una
dispersión uniforme y teniendo un efecto extremadamente perjudicial
sobre el rendimiento. Si el tamaño medio de partícula es mayor de 60
\mum, no sólo el polvo se convierte en un contaminante que
disminuye la resistencia de material y la facilidad de extrusión,
sino que también acaba empeorando la manejabilidad de corte del
material.
Después de mezclar el Al o aleación de Al en
polvo anterior con el B o compuesto de B en polvo, se produce un
material compuesto de aleación de Al realizando sinterización a
presión. Extrusión en caliente, laminado en caliente, prensado
hidrostático en caliente (HIP), presado en caliente o cualquiera de
estas combinaciones puede emplearse para el método de producción de
sinterización a presión.
Además, la temperatura de calentamiento
preferible durante la sinterización a presión es de
350-550ºC.
Además, una de las características de la
presente invención es que, antes de proporcionar un polvo mixto para
sinterización a presión, el polvo se carga en un cartucho hecho de
aleación de Al seguido de desgasificación por calor al vacío. Si
esta etapa se omite, la cantidad de gas en el material obtenido
finalmente es excesivamente, lo que evita que se obtengan las
propiedades mecánicas deseadas, provoca la formación de ampollas en
la superficie durante el tratamiento térmico. El intervalo de
temperatura preferido de desgasificación por calentamiento al vacío
es de 350-550ºC. Si esto se realiza por debajo del
límite inferior de temperatura, los efectos de desgasificación
adecuados no pueden obtenerse y, si se realiza una temperatura mayor
que el límite superior de temperatura, las características pueden
deteriorarse considerablemente dependiendo del material.
Después de sinterización a presión, el
tratamiento térmico se realiza si fuera necesario. En el caso de,
por ejemplo, usar un polvo basado en una aleación en polvo de
aluminio basada en Al-Mg-Si, el
tratamiento JIS T6 se realiza, y en el caso de usar un polvo basado
en un polvo de aleación de aluminio basado en Al-Cu,
se realiza similarmente también el tratamiento JIS T6. Sin embargo,
en el caso de usar un polvo basado en polvo de aluminio puro o
aleación de aluminio basada en Al-Fe, no es
necesario tratamiento térmico, y el tratamiento JIS T1 es aplicable
en dichos casos.
Como resultado de emplear este método de
producción, puede obtenerse un material compuesto de aluminio por
sinterizado a presión que contiene en una fase de matriz de Al o
aleación de Al un B o compuesto de B que tiene potencia para
absorber neutrones en una cantidad tal que la proporción de B es de
1,5% en peso o más al 9% en peso o menos.
Además, aunque se sabe que B o los compuestos de
B tienen potencia para absorber neutrones a alta velocidad, puede
obtenerse también un material compuesto que contenga Gd o un
compuesto de Gd, que tiene una potencia para absorber neutrones a
baja velocidad mejor, añadiendo adecuadamente este si fuera
necesario.
A continuación se proporciona una explicación
detallada de la presente invención indicando ejemplos experimentales
específicos. En este experimento, se produjeron materiales
compuestos de partículas Al-B_{4}C mediante
pulvimetalurgia seguido del examen de sus propiedades mecánicas.
(1) Se usaron los siguientes cuatro tipos como
aluminio o aleación de aluminio en polvo que servía como base.
- Base (1):
- Se obtuvo un polvo mediante atomización por aire usando un metal Al puro que tenía una pureza del 99,7%. Esto se denomina "Al puro".
- Base (2):
- Se obtuvo un polvo mediante atomización con gas N_{2} usando una aleación de Al que tenía una composición convencional (% en peso) de Al-0,6Si-0,25Cu-1,0Mg-0,25Cr (JIS 6061). Esto se usó después de clasificar a 150 \mum o menor (media: 95 \mum). Esto se denomina "6061Al (serie Al-Mg-Si)".
- Base (3):
- Se obtuvo un polvo mediante atomización con gas N_{2} usando una aleación de Al que tiene una composición convencional (% en peso) de Al-6,3-Cu-0,3Mn-0,06Ci-0,1V-0,18Zr (JIS 2219). Esto se usó después de clasificar a 150 \mum o menor (media: 95 \mum). Esto se denomina "2219Al (serie Al-Cu)".
- Base (4):
- Se obtuvo un polvo mediante atomización con gas N_{2} usando una aleación de aluminio basada en Al-Fe que tenía una composición convencional (% en peso de Al-Fe). Esto se usó después de clasificar a 150 \mum o menor (media: 95 \mum). Esto se denomina "Al basado en Fe".
(2) Se usó el B_{4}C disponible en el mercado
mostrado en la Tabla 1 como las partículas añadidas
\vskip1.000000\baselineskip
| Nombre (Tipo) | Tamaño medio de partícula | |
| (1) | Para adición de metal | 23 \mum |
| (2) | Para adición de metal | 0,8 \mum |
| (3) | Nº 800 para pulido | 9 \mum |
| (4) | Nº 280 para pulido | 59 \mum |
| (5) | Nº 250 para pulido | 72 \mum |
\vskip1.000000\baselineskip
Para esto se usaron Al puro en polvo clasificado
a 250 \mum o menos (media: 118 \mum), y cada uno de los polvos
de 6061Al, 2219Al y Al basado en Fe clasificados a 150 \mum o
menor (media: 95 \mum). Además, se usó B_{4}C para adición de
metal que tenía un tamaño medio de partícula de 23 \mum como
partículas añadidas.
(1) En la primera etapa, los polvos anteriores y
las partículas añadidas se mezclaron durante 10-15
minutos usando una mezcladora rotatoria transversal.
Además, en este experimento, aunque se
produjeron 12 tipos de muestras, las combinaciones de las bases 1 a
4 y partículas añadidas (indicadas con el valor determinado
calculando el porcentaje en peso de B) son como se muestran en la
Tabla 2
\newpage
\global\parskip0.860000\baselineskip
En la segunda etapa, una mezcla del polvo base y
partículas añadidas se carga en un cartucho y se realiza el
encartuchado. Las especificaciones del cartucho usado aquí son como
se muestran a continuación.
Material: JIS 6063 (aleación de aluminio tubos
sin costuras con una placa en el fondo del mismo material soldada
alrededor de toda su circunferencia)
Diámetro: 90 mm.
Espesor del cartucho: 2 mm.
En la tercera etapa, se realiza desgasificación
térmica al vacío. La mezcla en polvo encartuchada se caliente a
480ºC y se extrae vacío dentro del cartucho a 1 Torr o menos y se
mantiene durante 2 horas. Como resultado de realizar esta etapa de
desgasificado, los componentes gaseosos y la humedad adherida a la
superficie del polvo dentro del cartucho se retiran, completando de
esta manera la producción de material para extrusión (denominado
como el tocho)
En esta etapa, el tocho producido con el
procedimiento anterior se extruye térmicamente usando una extrusora
de 500 toneladas. La temperatura en este caso es de 430ºC y el tocho
se moldeó en una forma extruida en forma de placa plana como se
indica a continuación usando una proporción de extrusión de
aproximadamente 12.
| Forma extruida (sección transversal) | Anchura: 48 mm |
| Espesor: 12 mm |
En este experimento, el tratamiento térmico sólo
se realizó en las muestras F y G mostradas en la Tabla 2 después del
moldeo por extrusión.
En el tratamiento térmico de la muestra F,
después de realizar el tratamiento térmico de la solución durante 2
horas a 530ºC, la muestra se enfrió con agua seguido de tratamiento
de envejecimiento durante 8 horas a 175ºC y enfriamiento en
aire.
Además, el tratamiento térmico de la muestra G
consistió en tratamiento térmico en solución durante 2 horas a 530ºC
seguido de enfriamiento con agua, y después tratamiento de
envejecimiento durante 26 horas a 190ºC seguido de enfriamiento en
aire.
La producción de la muestra se completó con este
tratamiento térmico.
Además, el tratamiento T1 realizado en las otras
muestras consistía en refrigeración después de la etapa de extrusión
en caliente seguido de envejecimiento natural.
Las muestras A a L producidas haciendo
transcurrir cada una de las etapas descritas anteriormente se
evaluaron de acuerdo con los procedimientos indicados a
continuación.
Además, las muestras F y G se evaluaron usando
los materiales T6 sobre los que se realizó el tratamiento térmico
anterior, mientas que las otras muestras (A a E y H a L) se
evaluaron usando materiales T1 sobre los que no se había realizado
tratamiento térmico.
La microestructura de todas las muestras A a L
se observó para la sección transversal L (paralela a la dirección de
extrusión) y la sección transversal T (perpendicular a la dirección
de extrusión) en el centro de los materiales extruidos.
Como resultado, se confirmó que todas las
muestras tenían una estructura uniforme fina.
En ensayo de tracción se realizó en dos
condiciones de temperatura, temperatura ambiente y 250ºC.
El ensayo de tracción a temperatura ambiente se
realizó en dos piezas de ensayo (n = 2) para todas las muestras A a
L. Además, el ensayo de tracción a 250ºC se realizó en dos piezas de
ensayo (n = 2) para 8 tipos de muestras excluyendo las muestras A y
C a E.
Además, aunque todos los ensayos de tracción se
realizaron usando piezas de ensayos cilíndricas que tenían un
diámetro en la porción paralela de 6 mm, en el caso de ensayos de
tracción a 250ºC, el ensayo se realizó después de mantener la pieza
de ensayo a 250ºC durante 100 horas.
Los resultados del ensayo se muestran en la
Tabla 3.
\global\parskip0.990000\baselineskip
\newpage
\dotable{\tabskip\tabcolsep#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
\cr
\cr}
\newpage
Observando los resultados experimentales de la
Tabla 3, el límite elástico al 0,2% está dentro del intervalo del 56
MPa (muestra A) a 291 MPa (Muestra G) a temperatura ambiente, y
dentro del intervalo de 32 MPa (muestra B) a 134 MPa (muestra G) a
una alta temperatura de 250ºC.
Además, la resistencia a tracción está dentro
del intervalo de 105 MPa (muestra A) a 426 MPa (Muestra G) a
temperatura ambiente, y dentro de un intervalo de 48 MPa (Muestra B)
a 185 MPa (Muestra G) a una alta temperatura de 250ºC. Por lo tanto,
no sólo a temperatura ambiente, sino también a una alta temperatura,
la resistencia de tracción de estas muestras fue mejor que la
resistencia a tracción del boral de 41 MPa (Véase la Tabla 4).
Continuando, observando el alargamiento a
rotura, los valores estaban dentro del intervalo del 10% (muestra L)
al 60% (Muestra H) a temperatura ambiente, y dentro del intervalo
del 10% (Muestra L) al 36% (Muestra B) a una alta temperatura de
250ºC. Por lo tanto, se demostró que los resultados eran mejores que
el alargamiento del boral de 1,2% (véase la Tabla 4) en ambas
condiciones de temperatura.
Las Fig. 1 y 2 son gráficos que muestran el
efecto de la temperatura sobre las características de tracción.
Ambos gráficos consisten en una representación de los valores de las
muestras F, G e I (conteniendo cada uno una cantidad añadida de B
del 2,3% en peso) y basado en los resultados del ensayo mostrados en
la Tabla 3. Observando en estos gráficos, aunque la muestra G
presenta los mayores valores para ambos límite elástico al 0,2% y
resistencia a tracción, como la pendiente es relativamente grande,
puede observarse que esta muestra es susceptible a los efectos del
aumento de temperatura.
Además, aunque la muestra I presenta los menores
valores a temperatura ambiente para ambos límite elástico al 0,2% y
resistencia a tracción, la pendiente que acompaña al aumento de
temperatura es la menor. En consecuencia, a una alta temperatura de
250ºC, se intercambia con la muestra F, indicando que de las tres
muestras, la muestra I es la menos afectada por la temperatura.
Además, la pendiente de la muestra F es
particularmente grande para un límite elástico al 0,2%, lo que
indica que es susceptible a los efectos del aumento de
temperatura.
Continuando, los gráficos de las Figuras 3 a 5
indican que el efecto de la cantidad de B añadido (% en peso) son
los resultados del ensayo de tracción.
La Fig. 3 indica respectivamente las
representaciones de límite elástico al 0,2% (MPa), resistencia a
tracción (MPa) y alargamiento a rotura (%) (véase la Tabla 3) usando
condiciones de temperatura ambiente para las muestras puras basadas
en Al A a E. Observando en este gráfico, cuando aumenta la cantidad
de B añadido, aumenta el límite elástico al 0,2% (MPa) indicado con
líneas discontinuas estrechas y resistencia a tracción (MPa)
indicado con una línea continua mientras que la inversa el
alargamiento a rotura (%) indicado con líneas discontinuas
disminuye.
La Fig. 4 es un gráfico que indica
respectivamente las representaciones de límite elástico al 0,2%
(MPa), resistencia a tracción (MPa) y alargamiento a rotura (%)
(véase la Tabla 3) usando condiciones de temperatura ambiente para
muestras de Al basadas en Fe (Al-6Fe) muestras H a
L. Observando en este gráfico, como la cantidad de B añadido
aumenta, el límite elástico al 0,2% (MPa), indicado con líneas
discontinuas estrechas, y la resistencia a tracción (MPa) indicada
con una línea continua, aumentan de la misma manera que en la Fig.
3. Sin embargo, aunque el alargamiento a rotura (%) indicado con
líneas discontinuas disminuye repentinamente debido a la adición de
un 2,3% de B comparado con la no adición de B, la cantidad de esta
disminución es pequeña incluso cuando la cantidad de B añadido
aumenta del 2,3% en peso al 4,7% en peso.
La Fig. 5 es un gráfico que indica
respectivamente las representaciones de límite elástico al 0,2%
(MPa), resistencia a tracción (MPa), y alargamiento a rotura (%)
usando condiciones de alta temperatura de 250ºC para las mismas
muestras de Al basado en Fe (Al-6Fe) H a L como en
la Fig. 4. Observando este gráfico, cuando la cantidad de B añadido
aumenta, el límite elástico al 0,2% (MPa) indicado con líneas
discontinuas estrechas y resistencia a tracción (MPa) indicado con
una línea continua aumenta de la misma manera que en las Fig. 3 y 4.
Además, el fenómeno de la Fig. 4 en el que el alargamiento a rotura
(%) indicado con líneas discontinuas disminuye repentinamente debido
a la adición de B al 2,3% en peso comparado con la nueva adición de
B no se observa más, y aunque los valores son en general bajos, se
indica una tendencia a disminuir gradualmente con el aumento de
cantidades de B de la misma manera que en la Fig. 3.
Puede confirmarse a partir de los tres gráficos
anteriores (Fig. 3 a 5) que hay una tendencia común en la que cuando
la cantidad de las partículas de B_{4}C excede el 9% en términos
de la cantidad de B, independientemente de la composición de la
matriz, el límite elástico al 0,2% mejora apenas mientras que el
alargamiento a rotura disminuye repentinamente y acompañando a esta
disminución, también disminuye la resistencia a tracción. Aunque
todos los materiales presentaron un alargamiento mayor que por
ejemplo el boral (véase la Tabla 4) en el caso de, por ejemplo,
suponer que estos materiales se usarán realmente como materiales
estructurales de un reactor nuclear o un recipiente de combustible
nuclear gastado, puede concluirse que el alargamiento a una
temperatura normal del 10% o mayor se considera que es el valor
mínimo requerido respecto a la fiabilidad y que la cantidad de
B_{4}C añadida que es capaz de satisfacer esto es el 9% menor en
términos de la cantidad de B.
\newpage
Aunque no se observaron problemas en términos de
resistencia o ductilidad para estas muestras que contenían bajas
cantidades de B, como el límite inferior de la cantidad añadida se
determina espontáneamente a partir de la potencia requerida para
absorber neutrones, este valor es del 1,5% en peso de la cantidad de
B mencionada anteriormente.
Entre los resultados anteriores de la Tabla 3,
la cantidad de B (% en peso), resistencia a tracción (MPa) y
alargamiento (%) se extrajeron y se muestran en la siguiente Tabla 4
para seis tipos de muestras compuestas por las muestras B, C, F, G,
I y J (teniendo cada una la cantidad de B añadido de 2,3 o 4,7% en
peso). Estos se compararon después con cada uno de los valores de
los productos de la técnica antecedente obtenidos por métodos de
fusión. Además, los valores para resistencia a tracción y
alargamiento mostrados en la Tabla 4 se obtuvieron a temperatura
ambiente.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Cuando se compara en primer lugar la cantidad de
B añadido, la cantidad de B añadido en los artículos de la presente
invención es de 2,3 o 4,7% en peso, y debido a que la cantidad de B
añadido es mayor que cada una de las aleaciones de aluminio que
contiene 0,9% en peso, estos materiales compuestos tienen una alta
potencia para absorber neutrones. Además, aunque la cantidad de B
añadido en el boral es extremadamente alta al 27,3% en peso, como la
resistencia de tracción y los valores de alargamiento descritos a
continuación son extremadamente bajos, este material puede
entenderse que carece de la manejabilidad adecuada.
A continuación, comparando la resistencia a
tracción, entre los artículos de la presente invención, el material
compuesto de Al puro que contiene 2,3% de B (muestra B) presentaba
la menor resistencia a tracción de 112 MPa mientras que entre los
artículos de la técnica antecedente, la aleación basada en
Al-Mn demostraba la menor resistencia a tracción de
150 MPa. Sin embargo, como la muestra B contenía una mayor cantidad
añadida de B que el artículo de la técnica antecedente, tenía una
potencia para absorber neutrones superior. Además, como presenta
también un alargamiento que era significativamente mayor que el de
la técnica antecedente en un 20%, puede soportar un uso práctico en
términos de manejabilidad. En comparación con el boral en
particular, como la resistencia a tracción y las características de
alargamiento son extremadamente altas, puede entenderse que la
muestra B es superior en términos de manejabilidad.
Además, en el caso de limitar la base a aleación
de Al, el material compuesto basado en Al-Fe que
contiene un 4,7% en peso de B (muestra J) presentaba el menor valor
para la resistencia a tracción y este valor era de 270 MPa.
Además, el artículo de la presente invención que
presentaba la resistencia a tracción mejor era el material compuesto
basado en Al-Cu que contenía un 2,3% en peso de B
(muestra G), y este valor era 429 MPa. En contraste, aunque la
aleación basada en Al-Zn-Mg
presentaba la resistencia a tracción mejor entre los artículos de la
técnica antecedente a 500 MPa, el alargamiento en este caso era del
11%, que es menor del 18% que es el valor más bajo entre los
artículos de la presente invención mostrados en la Tabla 4. Esta
tendencia, es decir la tendencia a tener un alargamiento bajo
(11-20%) respecto a una alta resistencia a tracción,
es común para las aleaciones de aluminio que contienen B de la
técnica antecedente, y cuando el contenido de B se toma en cuenta,
el alargamiento de los artículos de la técnica antecedente puede
decirse que es bajo en general comparado con los valores de
alargamiento (18-49%) de los artículos de la
presente invención.
A continuación, en base a la Tabla 4, se hace
una comparación entre los materiales compuestos de aluminio
(artículos de la presente invención) y aleaciones de aluminio
(artículos de la técnica antecedente) del mismo sistema.
Para empezar, cuando se compara un material
compuesto basado en Al-Mg-Si
(muestra F) y aleación basada en
Al-Mg-Si, el artículo de la presente
invención demostró valores mejores en términos de la cantidad de B,
resistencia a tracción y alargamiento. Es decir, la cantidad de B
fue del 2,3% en peso comparado con el 0,9%, la resistencia a
tracción fue de 307 MPa comparado con 270 MPa, y el alargamiento fue
del 49% comparado con el 12%, lo que indica que los valores para
todos estos parámetros son mayores para el artículo de la presente
invención.
Continuando, cuando el material compuesto basado
en Al-Cu (muestra G) se comparó con la aleación
basada en Al-Cu, en este caso también el artículo de
la presente invención mostró valores superiores para la cantidad de
B, resistencia a tracción y alargamiento. Es decir, la cantidad de B
fue del 2,3% en peso comparado con el 0,9% en peso, resistencia a
tracción fue de 429 MPa comparado con 370 MPa y el alargamiento fue
del 27% comparado con el 15%, lo que indica que los valores para
todos estos parámetros son mayores para el artículo de la presente
invención.
De esta manera, como el material compuesto de
aluminio de la presente invención permite la adicción de una gran
cantidad de B mientras que tiene también característica de tracción
mejores tales como resistencia a tracción y alargamiento, puede
obtenerse un alto grado de manejabilidad.
En particular, cuando se considera el uso como
material estructural de un recipiente de transporte o recipiente de
almacenamiento de combustible nuclear gastado y demás, aunque es
deseable que tenga propiedades mecánicas de una resistencia a
tracción de 98 MPa y un alargamiento del 10% o más a 250ºC, basado
en los resultados del ensayo a 250ºC, el uso de aleación de aluminio
en polvo distinto de aluminio puro en polvo para la base pudo
confirmarse que permitía conseguir casi completamente este
objetivo.
La composición JIS6N01 en polvo producida
mediante atomización por aire se clasificó a diversos tamaños con un
tamiz. Los tamaños de tamiz usados junto con el tamaño medio de
partícula por debajo del tamiz y el rendimiento de clasificación en
cada caso se muestran en la Tabla 5.
| Tamaño del | Tamaño medio de partícula | Clasificación |
| tamiz | por debajo del tamiz | por rendimiento |
| (\mum) | (\mum) | (%) |
| 355 | 162 | 99 |
| 250 | 140 | 88 |
| 180 | 120 | 60 |
| 105 | 52 | 21 |
| 45 | 21 | 5 |
| 32 | 5 | 3 |
\vskip1.000000\baselineskip
Aunque la distribución del tamaño de partícula
tiene el potencial para fluctuar ligeramente dependiendo de la
composición de la aleación y las condiciones de atomización, fue
posible confirmar que, cuando el tamaño del tamiz se hizo más
pequeño, el rendimiento de clasificación disminuyó rápidamente.
Asumiendo la premisa de utilización a nivel industrial, debe
concluirse inevitablemente que el uso de un polvo que tiene un
tamaño de partícula de 45 \mum o menor, al cual el rendimiento de
clasificación cae a un único dígito, no sería real.
6N01 en polvo, teniendo cada una de las
partículas los tamaños mostrados en la Tabla 5 y cinco tipos de
partículas B_{4}C mostradas en la Tabla 1 se mezclaron en las
combinaciones mostradas en la Tabla 6. La cantidad de B_{4}C
añadido fue del 3% en peso en todos los casos (2,3% en peso como B)
y el tiempo de mezcla fue de 10-15 minutos de la
misma manera que en el Ejemplo 1.
El polvo para el que la mezcla se completó se
cargó en un cartucho siguiendo el mismo procedimiento que en el
Ejemplo 1 seguido de desgasificación por calentamiento al vacío y
extrusión para obtener un material extruido que tenía una forma de
sección transversal que medía 48 mm x 12 mm. No se realizó
tratamiento térmico.
\vskip1.000000\baselineskip
| Nº | Tamaño medio de partícula | Tamaño medio de | |
| del polvo 6N01 usado | partícula de B_{4}C usado | ||
| (\mum) | (\mum) | ||
| 1 | 5 | 9 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 2 | 5 | 23 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 3 | 5 | 59 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 4 | 21 | 9 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 5 | 21 | 23 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 6 | 21 | 59 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 7 | 100 | 9 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 8 | 100 | 23 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 9 | 100 | 59 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 10 | 149 | 9 | Aleación de la |
| presente invención |
| Nº | Tamaño medio de partícula | Tamaño medio de | |
| del polvo 6N01 usado | partícula de B_{4}C usado | ||
| (\mum) | (\mum) | ||
| 11 | 149 | 23 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 12 | 149 | 59 | Aleación de la |
| presente invención | |||
| 13 | 5 | 0,8 | Aleación comparativa |
| 14 | 5 | 72 | Aleación comparativa |
| 15 | 149 | 0,8 | Aleación comparativa |
| 16 | 149 | 72 | Aleación comparativa |
| 17 | 162 | 9 | Aleación comparativa |
| 18 | 162 | 59 | Aleación comparativa |
\vskip1.000000\baselineskip
Las imágenes de las microestructuras de las
secciones transversales L (paralelas a la dirección de extrusión) se
analizaron para los centros de sección transversal respectivos y
porciones exteriores de la sección inicial, sección media y sección
final de cada material extruido para investigar la agregación
localizada de partículas de B_{4}C junto con la uniformidad de la
distribución global.
Más específicamente, la medida de la proporción
del área superficial de las partículas de B_{4}C en cada sitio de
observación se realizó para cinco campos cada uno (midiendo cada
campo 1 mm x 1 mm). (Como la gravedad específica de B_{4}C es de
aproximadamente de 2,51, el porcentaje en peso de B_{4}C en la
aleación de aluminio puede estimarse con % Vol x 2,51/2,7 cuando se
toma la gravedad específica de aluminio puro que es de 2,7. Por otro
lado, la proporción de área superficial de B_{4}C en una sección
transversal puede suponerse que es casi igual al % en volumen. En
consecuencia, el valor típico para la proporción de aire superficial
de B_{4}C se toma como el 3% x 2,7/2,51 = 2,8%).
En el caso de que hubiera incluso un punto en un
único campo en el que la proporción de área superficial de B_{4}C
alcanzara 2 veces el valor típico (es decir, 5,6%), se juzgó que el
material extruido tenía agregación y en el caso del valor medio de
las proporciones de área superficial de 5 campos en cada sitio
desviadas del valor típico en \pm0,5% (es decir, dentro del
intervalo de 2,3-3,3%), se juzgó que el material
extruido tenía una distribución no uniforme. Estos resultados se
muestran en la Tabla 7.
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\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
\newpage
En contraste con una distribución de B_{4}C
satisfactoria que se obtiene para todas las aleaciones de la
presente invención, en las aleaciones comparativas números 13 y 15
que usaron partículas de B_{4}C finas que tenían un tamaño medio
de partícula de 0,8 \mum, ocurrió una agregación local. Además, en
el caso del número 14, en el que las partículas de B_{4}C a granel
que tenían un tamaño medio de partículas de 72 \mum se añadieron a
aleación de Al en polvo fino que tenía un tamaño medio de partícula
de 5 \mum, ocurrió una distribución de partículas no uniforme
entre cada sitio dentro del material extruido.
Cada uno de los materiales extruidos producidos
se sometió a un ensayo de tracción a temperatura ambiente. La forma
de las piezas de ensayo fue la misma que en el Ejemplo 1, es decir
piezas de ensayo cilíndricas que tenían un diámetro de 6 mm en la
porción paralela. Los resultados se muestran en la Tabla 8.
Como se describió en el Ejemplo 1, cuando el
valor típico para aceptar o rechazar se consideró que era el
alargamiento a rotura del 10% o mayor, se determinó que todas las
aleaciones de la presente invención satisfacían este patrón. En
contraste, en el caso de materiales comparativos números 14 y 16, en
los que se añadieron partículas de B_{4}C a granel que tenían un
tamaño medio en partículas de 72 \mum, y el número 17 y 18 en los
que el tamaño de partícula medio del polvo base era mayor de 162
\mum, hubo disminuciones notables de ductilidad y esos materiales
no pudieron satisfacer el patrón anterior.
Resumiendo los resultados anteriores, para
obtener un material que tenga tanto una estructura libre uniforme de
agregación de B_{4}C (es decir, potencia uniforme para absorber
neutrones) como la ductilidad requerida para asegurar la fiabilidad
como material estructural, pudo confirmarse que es obligatorio
controlar el tamaño de partículas del polvo base así como el tamaño
de partícula de las partículas añadidas dentro del intervalo de la
presente invención.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Se produjeron tochos con las composiciones y
procesos mostrados en la Tabla 9 y se sometieron a extrusión a
430ºC.
El polvo de Al puro y aleación de
Al-6Fe usado aquí fue el mismo que el usado en el
Ejemplo 1. El primero consistía en polvo atomizado por aire
clasificada a 250 \mum o menos (tamaño medio de partícula: 118
\mum), mientras que el último consistía en polvo atomizado por gas
N_{2} clasificado a 150 \mum o menos (tamaño medio de partícula:
95 \mum). Además, las partículas de B_{4}C usadas tenían un
tamaño medio de partícula de 23 \mum.
El polvo mezclado en cada composición se mezcló
durante 20 minutos con una mezcladora rotatoria transversal. En los
siguientes procesos A a E, se realizaron el encartuchado y
desgasificación por calentamiento al vacío usando los mismos
procedimientos que los Ejemplo 1 y 2 para producir tochos que se
sometieron después a extrusión. En este momento, la temperatura de
desgasificación al vacío era 350ºC en A, 480ºC en B, 550ºC en C,
300ºC en D y 600ºC en E, y la extrusión se realizó a 430ºC en todo
ello. La forma extruida fue la misma que en el Ejemplo 1, midiendo
48 mm x 12 mm.
En el proceso F, después de calentar el polvo
mezclado durante 2 horas en un horno a 200ºC en el que la presión se
redujo a 4-5 Torr, el polvo se llenó en un molde de
caucho al aire seguido de moldeo CIP (comprensión hidrostática en
frío). El artículo moldeado resultante tenía una densidad de
aproximadamente el 75% (porosidad: 25%). Después se calentó a 430ºC
en aire y se sometió a extrusión. La forma extruida medía 48 mm x 12
mm.
En el proceso G, el polvo mixto se moldeó por
CIP directamente seguido de calentamiento a 430ºC en aire y
extrusión. La forma extruida medía 48 mm x 12 mm.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
La observación de la superficie de los
materiales extruidos, los ensayos de tracción a temperatura ambiente
en la dirección de la longitud, y la medida de la cantidad de gas
hidrógeno se realizaron en cada uno de los materiales extruidos. La
medida de la cantidad de gas se realizó mediante un análisis de
masas por extrusión del fundido al vacío de acuerdo con LIS A06.
Los resultados se muestran en la Tabla 10. A
diferencia de los resultados satisfactorios obtenidos para las
propiedades superficiales del material extruido, las propiedades
mecánicas y la cantidad de gas hidrógeno en los materiales
producidos usando los procesos A a C, que están dentro de la
reivindicación para patente de la presente invención, ocurrieron los
siguientes problemas en el caso de las aleaciones comparativas.
En el proceso D, en el que se realizó la
desgasificación a una temperatura menor que la del alcance de la
presente invención, el hidrógeno en la superficie del polvo que no
pudo retirarse se liberó durante la extrusión, provocando el defecto
denominado "formación de ampollas" en el que se forman burbujas
de aire inmediatamente debajo del revestimiento del material
extruido.
Aunque la alta tracción de las aleaciones
basadas en Al-Fe se obtuvo dispersando partículas de
compuesto intermetálico finamente y uniformemente debido a efectos
de solidificación por enfriamiento rápido, en el proceso en el que
se realizó la desgasificación a una temperatura extremadamente alta,
los tamaños de partícula medios de estos compuestos aumentaron,
provocando una disminución repentina en la resistencia y en la
ductilidad.
En el proceso F, en el que la desgasificación se
realizó sin encartuchado, además de no poder evitar una etapa en la
que el polvo se expusiera al aire hasta el momento de la extrusión,
debido a la temperatura de desgasificación extremadamente baja, la
cantidad de gas hidrógeno fue casi la del caso de no realizar la
desgasificación y junto con la formación de ampollas que ocurrió en
la superficie de los materiales extruidos, tanto la resistencia como
la ductilidad mostraron valores bajos.
En el proceso G, en el que no se realizó
desgasificación, una cantidad extremadamente grande de hidrógeno
gaseoso permaneció, lo que además de provocar la formación de
ampollas, dio como resultado valores bajos para resistencia y
ductilidad.
En base a estos resultados, se confirmó que para
producir materiales compuestos de aleación de Al que tenían
características satisfactorias independientemente de la aleación de
matriz que se usó es obligatorio usar el método de producción
descrito en la presente invención.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Un 3% en peso (2,3% en peso como B) de
partículas de B_{4}C que tenían un tamaño medio de partícula de 23
\mum se añadieron a Al puro en polvo producido por atomización en
aire y clasificados a 250 \mum o menos, seguido de la producción
de un material extruido que tenía una forma de sección transversal
que medía 48 mm x 12 mm usando el mismo método que en los Ejemplo 1
y 2. Las características de tracción del material extruido
resultante eran un límite elástico de 62 MPa, una resistencia a
tracción de 112 MPa y un alargamiento a rotura del 39%.
Un 3% en peso de B_{4}C se envolvió en una
hoja de aluminio y se puso en un fundido de Al puro que tenía una
pureza del 99,7% fundido en un horno de fusión de alta frecuencia
seguido inmediatamente de agitación en un intento de producir un
material compuesto. Sin embargo, debido a una humectabilidad
extremadamente mala de las partículas de B_{4}C, la mayoría de las
partículas terminaron flotando en la superficie fundida. En
consecuencia, se juzgó que la producción de materiales compuestos
Al-B_{4}C por agitación fundida era difícil.
El metal Al puro que tiene una pureza del 99,7%
y B puro se mezclaron de manera que la cantidad de B era del 2,3% en
peso, se fundieron en un horno de fusión de alta frecuencia y se
moldearon en tochos que tenían un diámetro de 90 mm seguido de
extrusión. La forma extruida medía 48 mm x 12 mm. Como la
temperatura de fusión de B es extremadamente alta a 2092ºC, se
consideró difícil manejar con un equipo de aleación de Al habitual
(incluso si se usa una aleación intermedia de Al-B,
aunque el grado del problema sea diferente, el problema sigue siendo
el mismo). Además, el material extruido resultante tenía un
alargamiento bajo del 3,1% y se juzgó que era difícil usar como
material estructural.
En base a los resultados anteriores, puede
confirmarse que para obtener un material que contenía una alta
concentración de B mientras que tenía también una alta resistencia y
ductilidad, la producción de material compuesto mediante un método
en polvo es la manera más factible como se describe en la presente
invención.
El método de producción del material compuesto
de Al que tiene una potencia para absorber neutrones de la presente
invención como se ha descrito anteriormente ofrece las ventajas
descritas a continuación.
Un material compuesto de aluminio producido
usando una técnica de pulvimetalurgia en forma de sinterización a
presión después de añadir polvo de B o polvo de un compuesto de B
que tenía potencia para absorber neutrones a un polvo de aluminio o
aleación de aluminio y mezclando después permite la adición de una
gran cantidad (1,5-9% en peso) de B o compuesto de B
comparado con los métodos de fusión de la técnica antecedente.
En consecuencia, la capacidad para absorber
neutrones a alta velocidad en particular se mejora aumentando la
cantidad de B añadido, y además obteniendo una alta resistencia a
tracción a temperatura ambiente del orden de 112-426
MPa, puede proporcionarse un material compuesto de aluminio que
tenga un alargamiento extremadamente mayor del
13-50%. Además, este material compuesto de aluminio
tiene características también que consisten en una resistencia a
tracción de 48-185 MPa y un alargamiento de
12-36% incluso a una alta temperatura de 250ºC. Es
decir, el uso de la presente invención hace posible obtener un
material compuesto de aluminio que sea adecuado para usar como
material estructural, que además de tener una alta potencia para
absorber neutrones ofrece un equilibrio mejor entre resistencia y
ductilidad.
Además de cada una de las características
descritas anteriormente, la capacidad para absorber neutrones a alta
velocidad puede conferirse también mediante la adicción adecuada de
Gd o un compuesto de Gd que tenga una potencia para absorber
neutrones a alta velocidad elevada.
Claims (8)
1. Un material compuesto de aluminio que tiene
potencia para absorber neutrones y un alargamiento a rotura del 10%
o mayor a temperatura ambiente, en el que
el material compuesto de aluminio está compuesto
por una fase de matriz de Al o aleación de Al con B o un compuesto
de B que tiene potencia para absorber neutrones en una cantidad tal
que la porción de B es del 1,5% en peso o mayor hasta el 9% en peso
o menor, y
el material compuesto de aluminio se ha
producido mezclando un Al o aleación de Al en polvo que tiene un
tamaño medio de partícula de 5 a 150 \mum con polvo de B o un
compuesto de B que tiene un tamaño medio en partícula de 1 a 60
\mum y sinterizando a presión el polvo.
2. El material compuesto de aluminio que tiene
una potencia para absorber neutrones y un alargamiento a rotura del
10% o más a una temperatura normal de acuerdo con la reivindicación
1, en el que dicho Al o aleación de Al se selecciona entre un grupo
que comprende aluminio metálico puro, aleación de aluminio basado en
Al-Mg, aleación de aluminio basado en
Al-Mg-Si, aleación de aluminio
basado en Al-Zn-Mg, aleación de
aluminio basado en Al-Fe y aleación de aluminio
basada en Al-Mn.
3. Un método de producción de un material
compuesto de aluminio que tiene una potencia para absorber neutrones
y un alargamiento a rotura del 10% o mayor a temperatura normal que
comprende:
añadir un polvo de B o de un compuesto de B que
tiene potencia para absorber neutrones y un tamaño medio de
partículas de 1 a 60 \mum en una cantidad tal que la proporción de
B es del 1,5% en peso o mayor hasta el 9% en peso o menor a un Al o
aleación de Al en polvo que tiene un tamaño medio de partícula de 5
a 150 \mum, y sinterizar a presión el polvo.
4. El método de producción de un material
compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones y
un alargamiento a rotura del 10% o mayor a una temperatura normal de
acuerdo con la reivindicación 3, en el que dicho Al o aleación de Al
en polvo es un polvo que solidifica rápidamente.
5. El método de producción de un material
compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones y
un alargamiento a rotura del 10% o mayor a una temperatura normal de
acuerdo con la reivindicación 3 o 4 en la que se usan partículas de
carburo de boro (B_{4}C) como dichas partículas de compuesto de
B.
6. El método de producción de un material
compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones y
un alargamiento a rotura del 10% o mayor a la temperatura normal de
acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 3 a 5, en el que
dicha sinterización a presión es de un tipo o una combinación de dos
o más tipos de extrusión en caliente, laminado en caliente, prensado
hidrostático en caliente o prensado en caliente.
7. El método de producción de un material
compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones y
un alargamiento a rotura del 10% o más a una temperatura normal de
acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 3 a 6, donde el
polvo se carga en un cartucho después de calentar el interior del
cartucho para que contenga el polvo a 350-550ºC
seguido de desgasificación al vacío y mientras se mantiene el vacío
dentro del cartucho, el polvo se somete a sinterización a
presión.
8. El método de producción de un material
compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones y
un alargamiento a rotura del 10% o más a temperatura normal de
acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 3 a 7, donde el
tratamiento térmico se realiza siguiendo dicha sinterización a
presión.
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