Se ha sintetizado SiC biomórfico mediante infiltración reactiva de silicio fundido en
preformas de carbón obtenidas por medio de pirólisis de ramas de jara, de diámetro típico 5
mm. Debido a la especial microestructura de esta madera, el producto final es un tubo de SiC
de densidad 2.40g/cm3
 (25% de la sección) relleno de carbón sin reaccionar. Se realizaron
ensayos de resistencia a rotura a velocidad de compresión constante de 5 mm/min para
temperaturas entre 1150 y 1350ºC, obteniéndose tensiones de rotura entre 600 y 1000 MPa y
deformaciones a rotura menores del 2%. Los resultados promedio presentan un buen acuerdo
con la extrapolación de los obtenidos para SiC biomórfico con densidades menores, y los de
carburo de silicio formado por reacción (RF-SiC) de densidades mayores

Martínez Fernández, Julián

Ramírez de Arellano López, Antonio

Sepúlveda Ferrer, Ranier Enrique

Varela Feria, Francisco Manuel

idUS. Depósito de Investigación Universidad de Sevilla

VIII Congreso Nacional de Propiedades Mecánicas de Sólidos, Gandía 2002 899-904899MICROESTRUCTURA Y PROPIEDADES MECÁNICAS DE SiCBIOMÓRFICO A PARTIR DE MADERA DE JARAR.Sepúlveda, F. M. Varela - Feria , J. Martínez - Fernández, A. Ramírez de Arellano LópezDepartamento de Física de la Materia Condensada, Universidad de Sevilla, Apdo. 1065,41080 Sevilla, EspañaRESUMENSe ha sintetizado SiC biomórfico mediante infiltración reactiva de silicio fundido enpreformas de carbón obtenidas por medio de pirólisis de ramas de jara, de diámetro típico 5mm.  Debido a la especial microestructura de esta madera, el producto final es un tubo de SiCde densidad 2.40g/cm3 (25% de la sección) relleno de carbón sin reaccionar.  Se realizaronensayos de resistencia a rotura a velocidad de compresión constante de 5 mm/mi  paratemperaturas entre 1150 y 1350ºC, obteniéndose tensiones de rotura entre 600 y 1000 MPa ydeformaciones a rotura menores del 2%.  Los resultados promedio presentan un buen acuerdocon la extrapolación de los obtenidos para SiC biomórfico con densidades menores, y los decarburo de silicio formado por reacción (RF-SiC) de densidades mayores.Palabras ClavesSiC, Biomórficos, Infiltración Reactiva, Propiedades Mecánicas, Altas Temperaturas.1. INTRODUCCIONLos materiales de microestructura biomórfica se han convertido en los últimos años enobjetivos de investigación por parte de varios grupos, incluyendo el nuestro. Las cerámicasbiomórficas tienen una gran potencialidad de uso en aplicaciones a elevadas temperaturas [1].La estructura biológica, jerarquizada, desarrollada y optimizada por los procesos evolutivos,le confieren una relación entre su microestructura y sus propiedades mecánicas muy favorable[2,3]. El SiC fabricado a partir de infiltración reactiva es un claro ejemplo de ello. El productofinal reproduce la microestructura de la madera precursora [4,5], así las propiedades quepresente el precursor son transmitidas y mejoradas en la cerámica final [6].  Los productosresultantes se obtienen tras un procesado rápido y de bajo coste, y pueden tener formascomplejas. Ejemplos de aplicaciones son filtros y porta-catalizadores, que se pueden obtener apartir de maderas de baja densidad, con alta porosidad.  En el extremo opuesto, las maderasde alta densidad pueden tener aplicaciones estructurales, por ejemplo, como reforzantes.El objetivo de este estudio es evaluar a la madera de jara (cistus ladanifer) comoprecursor para la fabricación de reforzantes de SiC, muy adecuados para altas temperaturas.La jara es un arbusto de la familia de las cistáceas muy abundante en la Península Ibérica,cuyas ramas son delgadas y leñosas.  Su forma es por tanto ideal para la obtención de losproductos finales que se desean.Se caracterizará el proceso de infiltración, las microestructuras del precursor y delproducto final, y se comparará su comportamiento mecánico a alta temperatura con el de otrosSiC biomórficos fabricados en nuestro Grupo.2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTALLa madera de jara fue sometida a un proceso de secado previo en una estufa delaboratorio Relpe, durante 5 días a 60ºC, para reducir su humedad. A continuación se pirolizóbajo flujo continuo de argón a 1000ºC durante 90 minutos en un horno Thermolyne modeloSepúlveda, Varela - Feria, Martínez y Ramírez de Arellano López90021100, utilizando una velocidad de calentamiento de 1ºC/min. La infiltración se llevo acaboen un horno tubular Thermolyne modelo 59300 en atmósfera de vacio a 1550ºC, con unavelocidad de calentamiento de 10ºC/min y de 15ºC/min para el enfriamiento. Para todas lasinfiltraciones se empleó un exceso de silicio en relación molar 3Si:2C para asegurar lareacción completa del carbón.La densidad de las preformas y el SiC biomórfico fue calculada según el método deArquímedes, las muestras fueron recubiertas con papel de aluminio para calcular el volumenexterior. Para el análisis microestructural fueron empleadas imágenes de microscopiaelectrónica de barrido (MEB) empleando un equipo Philips XL 30 en señal de electronessecundarios. Para la cuantificación de la porosidad y la infiltración se empleo el análisis deimágenes MEB usando el Software Im g  Pro.Los ensayos de resistencia a la rotura se realizaron a velocidad de compresión constantede 5 mm/min. a temperaturas de 1150ºC, 1250ºC y 1350ºC, empleándose un equipo Instron1185. Las muestras empleadas fueron cilindros de aproximadamente 3.5 mm de alto por 2.5mm de diámetro.  Se registra como tensión máxima la previa a la primera caída brusca decarga para mantener la velocidad de compresión constante.  Las muestras no rompen de formacatastrófica.3. RESULTADOS Y DISCUSIÓNEl proceso de secado al que fueron sometidas las maderas de jara (figura 1), parte de unahumedad inicial del 11%. Se observa que la mayor cantidad de agua se pierde durante lasprimeras 24h del proceso. Hasta alcanzar un valor estable menor al 1% tras 80h.024681012140 20 40 60 80 100 120 140 160t(h)%HumedadFigura 1. Grafico de la humedad en función del tiempo de secado.La densidad de la madera seca es 0.97 ± 0.10 g/cm3.  Una vez secadas, las piezas sepirolizaron a 1000ºC a fin de lograr una preforma de carbón poros , que resulta de evaporarlos biopolímeros que constituyen la madera.  La densidad de la preforma es 0.86 ± 0.05g/cm3,con una significativa reducción de peso y de volumen: de diámetros iniciales en torno a 5 mmse pasa a diámetros en la preforma de 2.5 mm aproximadamente.  A partir de las imágenesMEB (figura 2.a) de secciones transversales de las preformas se estimó el tamaño ydistribución de los poros.  El 42% de la porosidad corresponde a poros en torno a 2 mm dediámetro.  La porosidad esta formada por canales paralelos al eje de crecimiento de la maderainterconectados por conductos, como se observa en la figura 2.b, lo que resulta crítico en elproceso de infiltración.VIII Congreso Nacional de propiedades Mecánicas de Sólidos901                                       (a)                                                                    (b)Figura 2. Imágenes  MEB de la preforma de carbón, se presentan los cortes, (a) transversal y(b) oblicuo.Tras la infiltración con silicio, la microestructura del producto final se muestra en lafigura 3. En ella se observa que la infiltración del carbono no es completa, ocurre unainfiltración parcial debido al tipo de porosidad que presenta la preforma y al mecanismo deinfiltración. El silicio penetra en los tubos de la preforma y los canales de interconexiónreaccionando con las paredes de carbono. Dicha conversión a SiC implica un aumento devolumen del 50% que produce un efecto de ahorcamiento de los canales (choking-off effect)[6], por lo que el tamaño medio mínimo de los poros debe ser mayor a 5mm para lograr unainfiltración completa [7]. Además, el centro de la preforma no posee canales interconectadosdebido al tipo de madera que se empleó, lo que dificulta el paso del silicio. Así, solo un 25%del área radial se transforma en SiC, quedando la parte central de la pieza sin reaccionar.  Ladensidad de la cerámica una vez retirado el carbón remanente mediante calentamiento en airea 600ºC, es 2.40±0.10 g/cm3.  Estudios previos [7] han establecido una buena correlaciónentre la densidad de la madera precursora y el producto final:99.0R)01.040.2( 2maderaSiC =r±=r (1)Esta ecuación predice una densidad final del SiC de 2.33 g/cm3 para la madera de jara,lo que se encuentra dentro del error experimental de la densidad determinada en el material deeste estudio.  Por otro lado, si todo el carbón de la performa reacciona con silicio para formarSiC, la densidad final esperada hubiese sido 2.9 g/cm3 .  Sin duda, la discrepancia es debida aque, como se ha dicho, a que la reacción es sólo parcial.  En todo caso, podemos considerarque este material tiene una cantidad poco importante de Si sin reaccionar, y que en términosefectivos su densidad relativa a la del SiC monolítico (3.21 g/cm3) es de aproximadamente el75%.Los ensayos de compresión realizados (figura 4) resultan en tensiones de rotura entre600 y 1000 MPa.  La sección de referencia efectiva para calcular estas tensiones es la de lacapa exterior cilíndrica de SiC.  Estas elevadas tensiones son debidas a la alta conectividad dela estructura de SiC. De hecho, las muestra no fracturan bruscamente, sino que comienza aresquebrajarse progresivamente.No se observa una correlación aparente entre la tensión de rotura y la temperatura.  Sí seobserva, sin embargo, una correlación entre la deformación y la tensión a rotura.  Cuantomayor ha sido la deformación, más alta ha sido la tensión de rotura.  A temperaturas másbajas, el material resulta más frágil.Sepúlveda, Varela - Feria, Martínez y Ramírez de Arellano López902Figura 3. Corte transversal del SiC biomórfico producido por infiltración.La tabla 1 muestra los valores de tensión máxima alcanzados (smax).  Una comparacióncon los resultados obtenidos en este estudio, con los obtenidos para otros SiC porosos sepuede hacer usando en primera instancia el modelo de sólidos celulares de Gibson y Ashby[8].  La ecuación 2 se deduce en este modelo como una aproximación válida para densidadespor debajo del 30% de la teórica, y establece que la resistencia a la rotura en un materialcelular relativa a la del material denso presenta una dependencia potencial con la densidadrelativa.  El valor del exponente r depende del modo de carga y del tipo y geometría de laporosidad.  Para valores de la densidad más elevados, se precisa un correc ón con términospotenciales sucesivos en la densidad relativa.  En todo caso, y como primera aproximación,esta expresión simplificada permite un comparación entre resultados.rTiTC ÷÷øöççèæ=rrssmaxmax    (2)Donde smaxT es la tensión máxima del SiC calidad comercial totalmente densificadopara las distintas temperaturas, que hemos obtenido en estudios previos [9], en idénticascondiciones a las de éste trabajo, e incluimos en la tabla 1.Tabla 1.Tensiones a rotura para SiC denso y poroso para las distintas temperaturasTemperatura (ºC) smaxT (MPa) smax (MPa) smax/smaxT1150 3600 625 0.171250 2700 739 0.271350 1800 1051 0.58El valor promedio de las tensiones relativas vs. la den idad relativa del SiC a partir demadera de jara se ha incluido en la  figura 5 junto a valores obtenidos en trabajos previos conSiC biomórfico de distintas densidades, fabricado con diferentes maderas [7,10-12].  Se puedecomprobar que la resistencia rotura del SiC biomórfico es fuertemente aniso rópica paradensidades bajas.  El material cargado en la misma dirección del crecimiento de la madera(dirección axial) es hasta un orden de magnitud más resistente que cuando la carga es en ladirección perpendicular a la anterior (dirección radial) para el material fabricado a partir depino, cuya densidad relativa es sólo del 35% [7].  Se observa que el nivel de anisotropíadisminuye al aumentar la densidad [12], para densidades superiores al 80%, como es caso deVIII Congreso Nacional de propiedades Mecánicas de Sólidos903SiC fabricado por reacción (RF-SIC) el material se comporta de manera isotrópica [6].  Secomprueba también que en términos promedios, el SiC a partir de jara presenta unaresistencia a rotura predecible a partir de su densidad.Los resultados presentados en la figura 5 implican unos exponentes, r, que no coincidencon las predicciones del modelo simplificado de Gibs n yAshby.  Sin embargo, se ordenancreciendo de la forma prevista por el modelo, lo que sugiere que mediante las correccionesque previstas en el mismo, los resultados pueden ser explicados de forma más precisa.En todo caso, mediante las ecuaciones 1 y 2 podemos disponer de leyes empíricassencillas que permiten una eficaz selección de precursores y una adecuada predicción de lasresistencias a rotura en compresión para temperaturas elevadas.0200400600800100012000 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 1.4 1.6 1.8 2e  (%)ss (MPa)Figura 4. Curvas de tensión – deformación a velocidad de deformación constante de 5 mm/minFigura 5. Comparación de la resistencia a rotura de SiC biomórficos para compresiónlongitudinal (puntos grises) y radial (puntos negros).1150ºC1250ºC1350ºC0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 110-310-210-1100este trabajootrosSiCRF-SiC3.71.83.9 Resistencia relativa Densidad relativaSepúlveda, Varela - Feria, Martínez y Ramírez de Arellano López9044. CONCLUSIONESLa madera de jara resulta un precursor adecuado para la fabricación de SiC biomórficode alta densidad y resistencia a la rotura en compresión, por lo que, en principio, resulta unbuen candidato para la fabricación de reforzantes cerámicos de SiC.Este trabajo, corrobora y extiende nuestra anterior compresión de las propiedadesmicroestructurales y mecánicas del SiC biomórfico.5. REFERENCIAS1. J. E. Mark, P. D. Calvert, Biomimetic, Hybrid and In-Situ Composites, Mater. Sci andEng. C1, 159, 1994.2. P. Greil, T. Lifka, A. Kindl, Biomorphic Cellular SiC Ceramics from Woo, J. Eur.Ceram. Soc., 18, 1961, 1998.3. M. Singh, Enviroment Concious Ceramics (Ecoceramics), Ceram. Sci. Eng. Proc., 21[4], 39, 2000.4. J. Martínez – Fernández, F. M. Valera – Feria, A. R. de Arellano López, M. Singh,Patente en Tramitación por la Universidad de Sevilla.5. J. Martínez – Fernández, F. M. Valera – Feria, M. Singh, High – Temperaturecompressive mechanical behavior of biomorphic silicon carbide based ceramics, ScriptaMater., 43, 813, 20006. D. R. Behrendt, M. Sigh, Effect of carbon perform pore volume and infiltrants on theComposition of Reaction-Formed Silicon Carbide Materials, J. of Mater. Synts. andProc, 2, 2, 19947. F. M. Valera – Feria, J. Martínez – Fernández, A. R. de Arellano López, M. Singh, LowDensity Biomorphic Silicon Carbide: Microstructure and Mechanical Properties, enimprenta en el Journal of the European Ceramic Society.8. L. J. Gibson, M. F. Ashby, Cellular Solids: Structures and Properties, Pergamon Press,1988.A. Muñoz, J. Martínez – Fernández, A. Domínguez – Rodríguez, M. Singh, HighTemperature Compressive Strength of Reaction Formed Silicon Carbide (RFSC)Ceramics, J. Europ. Ceram. Soc., 18, 65-68, 1998.9. J. Martínez – Fernández,  F. M. Valera – Feria, M. Singh, Microstructure andThermomechanical Characterization of Biomorphic Silicon Carbide-Based Ceramics,Scripta Mater., 43, 813-818, 2000.10. F. M. Valera – Feria, S. López Pombero, J. Martínez – Fernández, A. R.  ArellanoLópez, M. Singh, Creep Resistant Biomorphic Silonc-Carbide Based Ceramics, Ceram.Engg. Sci. Proc., 22-3, 135-145, 200111. F. M. Valera – Feria, S. López Pombero,. R. de Arellano López, J. Martínez –Fernández, Maderas Cerámicas: fabricación y propiedades del carburo de siliciobiomórfico, en imprenta Bol. Soc. Esp. Ceram. y Vidrio, 2002.

Microestructura y propiedades mecánicas de SiC bimórfico a partir de madera de jara

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Microestructura y propiedades mecánicas de SiC bimórfico a partir de madera de jara

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