RESUMEN SOBRE VEAS-01

A continuación ofrecemos una primera posible conclusión, sobre el origen de la Gran Roca Metálica Veas-01, en base a los estudios efectuados tanto en entidades nacionales como internacionales.

I.- ASPECTO LEGAL

No obstante, y antes de pasar al aspecto científico y técnico que concierne a la Piedra Metálica, es importante señalar que, y tal como se explicó en los primeros artículos aparecidos en este Blog, la Roca Veas-01 fue retirada con todas las autorizaciones y permisos legales que confiere la Ley Minera Chilena, y con la habida aprobación de los tribunales civiles chilenos para el retiro de la especie de más de seis toneladas, con única oposición del alcalde de la época, Sr. Ramón Farías Ponce, el cual posteriormente perdió todas las instancias judiciales, teniendo que finalmente desistirse ante los tribunales locales de su propia jurisdicción.

Más allá de las versiones que han estado circulado hasta el presente, en el sentido que tanto la comunidad como la alcaldía por décadas se habían preocupado de la Roca y de su mantención, la Oficina Carlos Hidalgo & Asociados desmiente categóricamente cualquier aseveración en esta dirección, toda vez que la Piedra en sí se encontraba en el más absoluto abandono y suciedad, presentando restos de trozos de botellas de cerveza, cientos de colillas de cigarrillos, otros “desperdicios” e incluso rayados de propaganda política. Aunque efectivamente los vecinos, y probablemente los alcaldes, conocieron por décadas de la existencia de esta Roca, nunca mostraron real interés en estudiar su orígen ni en conseguir apoyo municipal para la obtención de fondos para tal objetivo. Incluso es más, tanto a la comunidad de vecinos, cuyas casas rodeaban la fea plaza donde la Roca estaba, como al mismo alcalde, se le ofreció con muchos meses de anterioridad una compensación que se materializaría en luminarias buenas (ya que el sector por la noche era realmente tenebroso), pastos e incluso juegos para los niños del sector. En innumerables conversaciones personales tanto con los directores de la Junta de Vecinos, como con el alcalde Ramón Farías, la Oficina Carlos Hidalgo & Asociados les expusieron con detalle que, de negarse la comunidad y la alcaldía a permitir el retiro de la especie, no sólo perderían la Piedra que por décadas o siglos estuvo en el sector, sino que además perderían los beneficios ofrecidos. Y esa fue su elección: la Piedra Veas-01 fue retirada con fuerza pública, con receptor judicial y orden de la jueza del tribunal competente para que carabineros actuase en caso de impedimentos por parte del alcalde o de los vecinos. Por tanto, los vecinos y la alcaldía quedaron sin la Roca, sin los juegos, sin las áreas verdes y sin las luminarias ofrecidas.

La remoción de la especie se efectuó, entonces, usando todo el marco legal vigente hasta esa fecha, inscibiéndose por única vez, y con la autorización del tribunal civil competente, en el Conservador de Minas para Santiago Sur, ubicado en la Comuna de San Miguel. Los escritos, detalles, la numeración y las fojas de los documentos pertinentes fueron dados a conocer en estos primeros artículos publicados hace un año; documentos que se dan por reproducidos en forma íntegra.

II.- CONCLUSIONES TECNICAS

Regresando al tema central de interés, como es el científico, y luego de un cuidadoso análisis de todos los datos recopilados en base a pruebas practicadas sólo a nivel de la superficie de la Roca Veas-01, podemos decir que esta estructura en sí, de 6170 kilogramos de masa, consta escencialmente de dos partes: (1) un recubrimiento externo o corteza consistente en al menos un 3% de la masa total de Veas-01, y (2) una matriz metálica consistente mayoritariamente en Fe de alta pureza, cercana al 99%, con adición de inclusiones varias y “burbujas” de diversos tamaños. Esta matriz de Fe conforma el 97% en masa restante de la Roca.

A.- CORTEZA O RECUBRIMIENTO

Aunque los análisis de esta sección, constituyente en al menos un 3% en peso de la Roca, fueron efectuados en diversos laboratorios tanto nacionales como internacionales, se debe al académico y geólogo Dr. Brian Townley la obtención de las conclusiones que resumen las características de la corteza de fusión de Veas-01, y cuyos informes han sido publicados en este sitio web. El Dr. Townley determinó que las muestras extraídas de esta zona tienen una mineralogía de cuarzo sub-saturado consistente en olivinos, piroxenos y Fe-Mg cromita-espinel de tamaño milimétrico, además de leucita, posible melilita e inclusiones menores de aluminosilicatos no clasificados. Esta delgada costra de fusión posee gran cantidad de fragmentos tipo breccias. Adicionalmente, en esta misma corteza, existen muchas caracterísitcas que se ajustan bien al grupo de las Condritas Carbonáceas (una subclase de meteorito). Finalmente, en virtud de los análisis isotópicos practicados en la Queen’s University at Kingston, en Ontario, el Dr. Brian Townley (y a cuyo paper se puede acceder en este Blog) determinó que las razones δ17O verus δ18O de muestras extraídas de esta corteza de fusión, no “caen” en la Linea de Fracionamiento Terrestre (TFL) sino levemente por debajo. Esto implicaría, al menos en principio, que la formación de esta corteza de Veas-01 no sería terrestre en su orígen.

B.- MATRIZ METALICA

Respecto de la matriz metálica principal, constituyendo el 97% restante de Veas-01 (y sobre la cual mucho se ha especulado), existe cierto consenso actualmente en que el metal que la conforma no es natural terrestre como tampoco fabricado con antiguas o actuales tecnologías de fundición para la obtención de aceros como el que contiene Veas-01. Las razones las resumimos a continuación:

1.- La composición química del acero que forma la matriz de Veas-01 no se enmarca con ninguna clasificación, tanto bajo especificaciones civiles como militares para los aceros de baja aleación o de bajo carbono actualmente conocidos.

2.- El acero de Veas-01 contiene casi un 99% de pureza en Fe, lo cual implicaría que luego de décadas y por causa de la actuación de los elementos naturales como el agua, la humedad y el aire, la Ferrita Widmanstatten (que usualmente se forma al interior de la austenita de los aceros) provocaría la formación natural de microfisuras en el sentido de tales líneas de Ferrita, con la consiguiente destrucción por oxidación y corrosión de la matriz metálica. Tal corrosión no ha sido registrada en Veas-01, donde en contraste, y a sólo escasas décimas de mílímetros bajo la superficie en contacto con el ambiente, el material aparece cristalino y reluciente (tal como puede apreciarse en la siguiente foto).

3.- La observación anterior lleva consigo a la conclusión de que las líneas rectas y paralelas, que incialmente se pensó se trataría de Ferrita Widmanstatten (formadas por Fe y C), en realidad no lo son, que no puede tratarse de esta variedad de ferrita, por la conclusión expuesta en el punto 2. arriba. La composición química de estas bandas mostró tener Fe y Ni, aunque este último elemento en proporción de apenas 0.2% en peso (proceso quizá originado por las altas presiones durante el proceso de formación de Veas-01, como se verá en el punto 8). En otras palabras, y debido a dichas altas presiones, estas líneas o bandas de desmezcla, podrían tratarse en verdad de "Mini- Lineas de Widmanstatten", en lugar de las macroscópicas y bien conocidas Lineas de Widmanstatten, las que tipicamente se verifican en los sideritos (o meteoritos metálicos) con un contenido de Ni superior al 4%.

4.- En un comienzo se especuló que el acero que compone la matriz de Veas-01 se trataba en verdad de un acero fabricado de alta pureza por el bajo contenido de Ni, y debido a la bien definida presencia de granos de austenita, con bordes perfectamente delimitados (Zolensky 2003, McCoy 2004, y Bhadeshia, 2004 y Lehmann 2005). Sin embargo, y a la luz de los nuevos estudios realizados, se pudo comprobar que dicha forma de austenita era muchas veces mayor a la microestructura que hoy se obtiene en los aceros industriales, con la particularidad además que esta “austenita” presente en Veas-01 es además magnética, dando al material metálico completo un comportamiento antiferromagnético (con espines antiparalelos y momento magnéticos distintos de cero). Como sabemos, la Austenita es, por definición, NO MAGNETICA, ya que su estructura cristalina es del tipo FCC, la cual es NO magnética. La austenita comienza a formarse a los 724ºC aprox., lo cual significa que mientras el Fe esté bajo esta temperatura el material tendrá la forma BCC, que SÍ es MAGNETICA. Esto simplemente significa que, si deseo obtener un metal muy puro en el elemento Fe, debo elevar mucho la temperatura de la matriz formando entonces una austenita que no será magnética. Si además, luego de formada dicha austenita (que en aceros puede tener un diámetro promedio de 5 a 50 micras) bajo bruscamente la temperatura, se formarán desde los mismos bordes de esta microestructura la Ferrita Widmanstatten, que con el tiempo “derrumbará” el acero debido a las grietas y microfisuras. En contraste, la “austenita” de Veas-01 ES MAGNETICA y las bandas de desmezcla no producen corrosión ni oxidación del material.

5.- El alto contenido en fósforo en la matriz de Veas-01 fue inicialmente un misterio dentro del proceso de NO OXIDACIÓN de la Piedra. Sin embargo, este hecho parece estar siendo aclarado gracias a las investigaciones que desde 1998 ha venido desarrollando el Dr. R. Balasubramaniam y su equipo del IIT de Kanpur, en India (y cuya publicación se encuentra en este Blog). El Dr. Balasubramaniam, investigando pilares metálicos casi exclusivamente compuestos por Fe, que datan de hasta el año 250 antes de Cristo, encontró que ni la corrosión ni la oxidación parecían afectar a estas columnas metálicas, y que la razón de ello estaba en una capa de Fosfato de Fe que protegía la matriz metálica, encima de la cual había otra capa de d-FeOOH, que no sufría grietas ni fisuras. Este investigador indú, a dicha capa de oxihidróxido de Fe (fase delta), la denominó MISAWITA (o MISAWITE). El Dr. R. Balasubramaniam, que se especializa en Arquometalúrgica, cree que la presencia de un alto contenido de P facilita la formación de la Misawite sobre el metal, lo que no ocurre en los aceros dulces. ¿cómo es posible que columnas de Fe como el Pilar de Ashoka erigido en el 250 A.C., y redescubierto por un arqueólogo alemán en 1885, permanezca hasta la fecha sin deteriorarse, como sucede con los aceros actuales?. Recordemos que si se calienta el P blanco, esta operación debe ser efectuada en en ausencia de aire debido a que el oxígeno atmosférico O2 reacciona con el fósforo bajo inflamación -especialmente si se encuentra en estado gaseoso- formando un sólido blanco, P4O10, conocido como decaóxido de tetrafósforo. Este óxido reacciona rapidamente con el vapor de agua contenido en el aire para generar ácido fosfórico, H3PO4. Estos procesos casi irreversibles están acompañados de un gran desprendimiento de calor. El fósforo blanco se usa, por su facilidad de reacción con el oxígeno, para eliminar este gas (fósforo) de otros que lo contienen. Por otro lado, el compuesto P4O10 se utiliza para eliminar el agua de sustancias, aprovechando su reactividad con ella. Por último, si el fósforo blanco es calentado a 200ºC y se mantiene a una presión de 12.000 atmósferas por tiempo prolongado, éste se transforma en fósforo negro, donde los átomos de P se hallan enlazados en una malla o red tridimensional, desapareciendo las moléculas tetraatómicas P4.

En este punto se destaca que, así como nuestro equipo científico en Chile está intrigado con la investigación, llevada a cabo por el IIT de Kanpur, sobre los Pilares de la India, así también el Dr. R. Balasubramaniam ha mostrado interés en nuestro estudio sobre el material que compone Veas-01.

6.- Es un hecho conocido que en un acero, fabricado a alta temperatura pero a presión ambiental, el azufre S buscará primeramente combinarse con el Mn formado los típicos Sulfuros de Manganeso, y cuando haya agotado el Mn se unirá recién con el Fe (si aún queda suficiente S). Sin embargo, la formación de un compuesto entre el Mn, Fe y S es imposible de encontrar en una colada de fundición, ya que la presión requerida no es lo suficiente alta. Unicamente por causa de violentos impactos en el espacio entre meteoritos, o por fuertes explosiones de planetoides, este tipo de compuestos como la Ninigerita puede ser verificado. En el caso de Veas-01, se ha encontrado (Fe,Mn)S además de la Troilita típica de los sideritos, lo cual sería una prueba de la formación de la matriz metálica a una muy alta presión, similares quizá a las que puedan darse en los núcleos de planetas similares al terrestre (sobre 100 GPa). Otra característica que hace pensar en altísimas presiones a las que fue sometida la estructura metálica de Veas-01 es la presencia de numerosas cadenas, tipo collar o rosario, cuyas cuentas individuales poseen diámetros en el rango de 830 nm – 1610 nm, muy superiores al rango de 40 a 120 nm, dados para el tamaño de las "cuentas" ricas en Fe halladas en el interior de Magnetobacterias, demostrando que el orígen de estos "rosarios" en el metal de Veas-01 es debido a un proceso de alta presión y NO a un proceso biológico . Por tanto, y aunque algunos grupos en NASA y otros en Europa han postulado, como en el caso del Meteorito marciano ALH84001, que las cadenas ricas en Fe serían de origen biológico, nuestro equipo científico cree, como los doctores E. R. Scott, y A. N. Krot, y Dr. Ksanfomality, que el origen de estas cadenas es NO BIOLOGICO, y que la formación de las mismas se fundamentan en procesos de altísima presión. Por último, las Lineas rectas y perpendiculares (tipo “maclas”) entre sí, conocidas como Lineas de Neumann, revelan procesos de impactos violentos o donde intervinieron fuertes explosiones. En resúmen, por las inclusiones, características y detalles encontrados en la matriz metálica es posible descartar un origen natural, volcánico o industrial en el proceso de su formación.

7.- (El análisis vertido para este punto durante los días anteriores, respecto de las interpretaciones de los datos de Susceptibilidad Magnética obtenidos en Francia para un par de nuestras de Veas-01, ha sido borrado debido a revisiones con los modelos teóricos. Un resúmen será expuesto posteriormente, a la espera de algunas comprobaciones experimentales que se llevarán a cabo proximamente. Rogamos nos disculpen si el texto anterior ha llevado a confusión. Fecha: 27 de julio de 2006)

8.- El punto anterior nos lleva a pensar en los trabajos desarrollados por el Dr. Andrew J. Campbell, del Departamento de Ciencias Geofísicas de la Universidad de Chicago, quien, al igual que otros investigadores alemanes de la Universidad de Beyreuth, representados por el Dr. Gerd Steinle-Neumann, creen en la posibilidad de que el Núcleo de la Tierra, o núcleos de planetas como el terrestre, estén constituidos por una estructura cristalina sólida, compuesta casi exclusivamente por Fe, que se forma sólo a presiones muy altas o a tempraturas en extremo bajas, conocida como Hexagonal Close-Packed (ó HCP) para el fierro. Aunque postulada hace más de 30 años en Alemania, esta forma HCP para el Fe nunca ha sido hallada, al menos no hasta el momento (según parece). Todas las formulaciones sobre un posible origen de la forma HCP-Fe (ver figura arriba) se basan en modelos teóricos y computacionales. Así, dichos modelos predicen que la estructura tendría sus caras superior e inferior hexagonales o hexaédricas, pero a la vez con espines antiparalelos (estructura antiferromagnética). Estas características podrían ser muy similares a las halladas en la matriz metálica de la Piedra Veas-01, explicando, posiblemente, el por qué esta “especie de austenita” encontrada en Veas-01 fuera tan grande en diámetro (superior a 3 mm). Las dimensiones de esta microestructura se debería a que la Temperatura de “austenitización” habría superado con creces la temperatura de fusión o de licuación del Fe, no disolviéndose la matriz debido a las extremas presiones reinantes durante su formación. Esto último podría dar luces sobre el por qué, usando la ecuaciones para la Nucleación y Crecimiento de la austenita y ferritas en los aceros (formados a presion ambiental), falla la predicción para producir austenitas o bandas de desmezcla de dimensiones tan inusitadas. También, quizá, en la forma HCP-Fe esté la explicación del por qué el material de Veas-01 no “se derrumba” ni parece actuar en él la corrosión; de modo que la ausencia interna de corrosión podría tener otra explicación adicional a la sóla presencia de P en la forma de Fosfatos de Fierro.

Cabe señalar que he sugerido al Dr. Balasubramanian, con quien mantenemos correspondencia seguida sobre sus investigaciones y las nuestras, la posibilidad que (usando técnicas no invasivas con equipos DRX como los que dispone NITON) el Instituto Tecnológico de la India (IIT) realice un análisis detallado sobre el metal mismo que conforman las columnas en estudio, como lo son el Pilar de la India y la Columna de Ashoka, determinando además si la matriz metálica de las columnas fuese o no magnética. Así se obtendrían estudios complementarios a los efectuados sobre la superficie donde se encontró la Misawita. Con ello podríamos conocer en forma más detallada si existe alguna similitud entre los materiales que constituyen ambas columnas y las del material de Veas-01.

En pocas palabras, y conforme a todo lo anteriormente expuesto, y tomando en consideración la corteza de fusión, la matriz metálica, su composición química, inclusiones indicativas de alta presión, no corrosión del Fe, bajo Ni, alto Fe con estructura de grano magnética, etc., la Gran Roca Veas-01 correspondería, entonces, a un Meteorito Metálico No Clasificado, por tanto, extremadamente valioso, y de alto interés tanto en el Area de la Investigación de Ciencia Pura, así como en el Area Tecnológica.

III.- CRITICA CONSTRUCTIVA

Finalmente, y para cerrar este artículo, como científico debo señalar con profunda decepción, la falta de voluntad por parte de instituciones tanto nacionales como internacionales para continuar los análisis del material que conforma la matriz metálica de Veas-01. Tal como puede el lector verificar en este Blog, la oficina dueña de Veas-01, y sus socios, han financiado personalmente todos y cada uno de los análisis, y todos los trabajos efectuados han sido cancelados “sagradamente” tanto en Chile como en el extranjero. Ningún organismo gubernamental, ni fundación, ni otra entidad alguna ha ofrecido fondos para continuar con esta “titánica” investigación, cuyos resultados podrían aportar numerosos avances tecnológicos, tales como por ejemplo, las aplicaciones y patentes de comprobarse que Veas-01 tenga la buscada, pero no aún encontrada, estructura cristalina tipo HCP-Fe (u otra no menos interesante).

Resulta entonces “triste”, por decir lo menos, el que ahora (en este momento), y cuando se piensa que se está a un paso de obtener al menos un conocimiento del tipo de estructura que posee Veas-01 en su superficie (puesto las muestras provienen de los primeros 10 ó 15 cms de profundidad en la Roca), resulta que cuando se les ha pedido un presupuesto a los laboratorios por tal o cual análisis, todos sin exepción (en Chile y en el extranjero) se excusan de no tener ni el equipamiento ni el personal para realizar las puebas requeridas. ¿A qué le temen?. Probablemente a no hacer bien su trabajo y verse expuestos ellos y sus resultados en este Blog, queriendo ésto significar la falta de profesionalismo por parte de todas estas instituciones y de quienes en ellas trabajan. Al parecer, y hoy por hoy, ante la consiguiente tecnificación de las tecnologías de la información, los profesionales no son preparados para pensar e interpretar los datos que ellos mismos adquieren.

Sin embargo, y aunque estos dos párrafos anteriores puedan parecer “lastimeros” y “quejumbrosos” (como decía el gran escritor Mark Twain), la interpretación es otra: es alentadora. La Historia nuevamente no se equivoca: “si el Avance de la Civilización dependiera de las Universidades e Institutos, todavía no habríamos descubierto la Rueda”.

Sólo la tenacidad, la pasión por lograr un objetivo común, la inteligencia y el esfuerzo que en esa tarea se pongan garantizarán los resultados finales y éxito de una misión. Porque como dice la frase:

Iron Pillar and Nano Powder

The following article was writed by B . G. Prakash

THE IRON pillar near Qutub Minar at New Delhi is in the news, thanks to the research by Prof. R. Balasubramaniam of IIT, Kanpur and his team of metallurgists. The pillar is said to be 1,600 years old.

A protective layer of `misawite' — a compound made up of iron, oxygen and hydrogen on the steel pillar, which is said to contain phosphorus - is claimed as the reason for the non-corrosive existence.

The ab-initio layer of misawite is supposed to have developed three years after the pillar was erected. It is claimed that the layer has increased in thickness ever since. In a millennium and a half, it is calculated that this layer has grown to a thickness of 50 micron.

Presence of Phosphorus in this ancient iron — about one per cent — is due to the smelting process of iron ore using charcoal, discovered then, in this country. The pillar is dated back to the Gupta Dynasty between 320 A D and 540 A D. In comparison, modern day smelting process yields steel with only 0.05 per cent of phosphorus in it.

Dr Baldev Raj, director, Materials, Chemical and Reprocessing Groups, Indira Gandhi Centre for Atomic Research, Kalpakkam feels that this claim could be `one' of the reasons for the eternal appearance of the pillar — it needs to be confirmed.

Development of such a coat at room temperature is questionable, according to him. He mentions that discoloration or multi-coloration has occurred on the outer surface of the pillar — patches of brown, blue, green and light brown are visible to his eyes. He uses a graphical display to pinpoint differing electrical potential — from the top to the bottom at different points — on the outer surface of the pillar in issue. If this is so, the layer of `misawite' which is said to be evenly spread needs to be debated. With differing potential difference along the outer surface, can a layer such as this, be even? He agrees to a suggestion that this product of technology in metallurgy cannot be a custom made one to be unique. Baldev Raj is involved in producing corrosion resistive containers for irradiating substances used in nuclear plants. For the 500 mega watt fast breeder reactor at Kalpakkam, corrosion resistant stainless steel is under study to replace carbon steel pipes. Corrosion conditions at the outer surface of materials are often totally different to that of the bulk of material, says Baldev Raj.

In this context, nano materials, where the grain size of the particle is 100 nano metres or less, can be interesting. It is well known that the physical properties of nano materials correspond neither to those of the free atoms and molecules that make up the particle, nor to those of the bulk solid of the same composition. Material made of nano powder exhibits much harder property against deformation too.

This awakens one to study nano powder of metals like steel — perhaps with phosphorus molecules — to nano-coat the surface of a steel column. This may be a solution to delay corrosion of steel. A hypothetical — almost bordering on fantasy — postulate is, whether any similar process was used on this iron pillar of Gupta period.

Misawite and Iron Pillar at Delhi

We reproduce here the amazing paper published on November, 1998, by Dr. R. Balasubramaniam, who works at the Department of Materials and Metallurgical Engineering, Indian Institute of Technology (IIT). Dr. Balasubramaniam and other metallurgists at Kanpur IIT believe they have discovered a compound of Fe, O and H named Misawite protecting the cast Iron Pillar from rust.

To understand this paper in a better way it is important to note the difference between Barffing and Galvanizin processes: Barffing is coating some steel, not with zinc, but an oxide, protecting the surface projecting from acids or air or a drink. Through the Bower-Barff process, steel or iron is coated at high heat with iron oxide. Thus, this process is called Barffing. Besides, Galvanizing is coating iron or steel with zinc.

For further information to understand the preparation of gamma ferric oxide (gamma-Fe2O3) in suitable particles for use in magnetic media, please take a look at the following web site:

http://www.ee.washington.edu/conselec/CE/kuhn/taperecord/gfo.htm

Now we transcribe the full article of Dr. Balasubramaniam:

THE CORROSION RESISTANT DELHI IRON PILLAR

The Delhi Iron Pillar is testimony to the high level of skill achieved by ancient Indian iron smiths in the extraction and processing of iron. The Iron Pillar at Delhi has attracted the attention of archaeologists and corrosion technologists as it has withstood corrosion for the last 1600 years. The several theories which have been proposed to explain its superior corrosion resistance can be broadly classified into two categories: the environmental and the material theories. Proponents of the environmental theories state that the mild climate of Delhi is responsible for the corrosion resistance of the Delhi Iron Pillar. It is known that the relative humidity at Delhi does not exceed 70% for significant periods of time in the year, which therefore results in very mild corrosion of the pillar.

On the other hand, several investigators have stressed the importance of the material of construction as the primary cause for the pillar's corrosion resistance. The ideas proposed in this regard are the relatively pure composition of the iron used, presence of Phosphorus (P) and absence of Sulphur/Magnesium in the iron, its slag-enveloped metal grain structure, and passivity enhancement in the presence of slag particles.

Other theories to explain the corrosion resistance are also to be found in the literature like the mass metal effect, initial exposure to an alkaline and ammoniacal environment, residual stresses resulting from the surface finishing operation, freedom from sulphur contamination both in the metal and in the air, and surface coatings provided to the pillar after manufacture (barffing and slag coating) and during use (coating with clarified butter).

That the material of construction may be the important factor in determining the corrosion resistance of ancient Indian iron is attested by the presence of ancient massive iron objects located in areas where the relative humidity is high for significant periods in the year (for example, the iron beams in the Surya temple at Konarak in coastal Orissa and the iron pillar at Mookambika temple at Kollur situated in the Kodachadri Hills on the western coast). It is, therefore, obvious that the ancient Indians, especially from the time of the Guptas (300-500 AD), produced iron that was capable of withstanding corrosion. This is primarily due to the high P content of the iron produced during these times. The addition of P was intentional as iron produced during earlier times does not show the presence of P.

To understand the precise reason for the corrosion resistance of the Delhi Iron Pillar, we analysed the composition of the rust on a Gupta period corrosion resistant iron clamp and also the rust on the Delhi Iron Pillar. Archaeometallurgical studies form a small component of our research activities. It is clear that referring to the Delhi iron pillar as rust-less is misleading as the iron pillar derives its corrosion resistance from the passive surface film (i.e. rust) that forms on the surface. We undertook a detailed rust analysis using modern sophisticated characterization techniques like Mössbauer spectroscopy and Fourier transform infrared spectroscopy (FTIR). We summarize below some of the exciting results of our study. The present study also provides valuable insight into the corrosion resistance of steels.

Microstructure

The microstructure of the iron of the Delhi iron pillar is typical of wrought iron. Iron was produced in ancient times by solid-state reduction of iron ore using charcoal and after the reduction process, the slag particles in iron were squeezed out by hammering. This invariably resulted in the presence of slag particles and unreduced iron oxide in the microstructure. We have earlier shown by theoretical mixed potential analysis and experimental potentiodynamic polarization studies (conducted on ancient iron) that the presence of slag particles could enhance passivity in these ancient irons containing P. However, the role of P in the passivation process was not understood. The characterization of the Delhi iron pillar rust has provided clear ideas about the passive film formation process on the Delhi iron pillar.

Rust Analysis

The FTIR spectrum proved the presence of g-FeOOH, a-FeOOH and d-FeOOH. The d-FeOOH was the major component of the rust as the peak was of relatively larger height compared to the others. An interesting result from the FTIR spectrum was that there was a distinct signal from the phase FePO4.2H2O and the shoulder from this phase was also identifiable. Therefore, the results of the FTIR study indicated that the constituents of the scale were g, a and d-FeOOH, in addition to a small amount of FePO4. In order to further understand the nature of the rust, the Mössbauer spectrum obtained from the rust in the transmission mode was analysed. The presence of g-FeOOH, a-FeOOH and d-FeOOH in superparamagnetic form was confirmed. The very fine particle size of these oxyhydroxides was also confirmed. The presence of iron phosphate was also confirmed. Finally, the rust was also composed of magnetite that was incorporated with some ions.

SURFACE FILM CAHARACTERISTICS

Process of Protective Rust Formation

The process of protective rust formation on the ancient Indian iron clamp can now be outlined based on the results presented above. The surface film characteristics of the Delhi iron pillar has been compared with that of mild steel in the accompanying figure. The rusting of normal mild steel and weathering steel is first addressed. When iron is exposed to the environment, the first oxides that form are the oxyhydroxides of Fe which are oxidized from Fe(II) complexes. Although several different allotropic modifications of the oxyhydroxides have been proposed to form on the surface of iron on initial exposure to the environment, there is firm evidence in the literature to suggest and prove that the first oxyhydroxide to form is g-FeOOH. After this is formed, a part of it begins to transform to another allotropic modification (a-FeOOH) and the rust at later times is composed of both these oxyhydroxides. These oxyhydroxides are not protective against corrosion and they readily crack allowing for ingress of oxygen and moisture to reach the metal surface and cause further corrosion. However, with time, a part of the FeOOH formed transforms to magnetic oxides of iron, which are much more protective than these oxyhydroxides. Mössbauer studies of rust formed on steel exposed to the environment clearly shows that Fe3O4 (more precisely to be called Fe3-xO4) forms first and this is later converted to g-Fe2O3. The formation of this magnetic oxide results in protection and the oxidation (corrosion) rates decrease once these oxides form on the surface from the oxyhydroxides. In addition to a- and g-FeOOH, there can be another oxyhydroxide d-FeOOH which can form on atmospheric exposure of iron.

It is interesting to note that d-FeOOH is generally amorphous in nature. In ordinary mild steels, this phase does not form as a continuous layer but rather in a discontinuous manner as it results due to dehydration-oxidation of the Fe(II) complexes. Therefore, the d-FeOOH that forms in ordinary mild steels is not protective in nature. However, it is possible for this d-FeOOH to form next to the metal surface as a continuous layer in which case the steel obtains corrosion resistance, as the oxyhydroxide is also amorphous in nature. The formation of d-FeOOH as a continuous layer next to the metal surface is catalysed by the presence of P (also Copper [Cu] and Chromium [Cr]) in the material. Moreover, the d-FeOOH is enriched with P and other elements that are added for improving atmospheric corrosion resistance like Cr and Cu. The presence of this amorphous layer is the reason for the excellent corrosion resistance of the so-called weathering steels.

In the case of ancient Indian iron, the atmospheric corrosion rate of the matrix material would be accelerated initially, in the presence of slag particles, leading to the enhancement of P concentration near the surface. Corrosion rate measurements (by Tafel extrapolation and weight loss methods) indicate that the short term corrosion rate of ancient Indian iron is an order of magnitude higher than that of 0.05%C mild steel in acidic environment while it is comparable in mildly alkaline environment. It must be noted that these measurements were obtained for complete immersion conditions, quite different from atmospheric exposure. Nevertheless, the initial corrosion of the matrix must lead to enrichment of P content near the surface. This is verified by compositional analysis of the metal next to the oxide which indicated enrichment of P in these regions. With the enhancement in the P concentration, the formation of d-FeOOH is catalysed and it should form as an amorphous compact layer next to the metal surface. Therefore, it appears that the presence of a significant amount of P is crucial to the corrosion resistance of the ancient Indian iron.

The process of passive film formation on the ancient Indian iron can be visualized as follows. Initially, the corrosion of the metal leads to the formation of a- and g-FeOOH. However, the presence of slag particles accelerates the corrosion of iron thereby enhancing the P concentration on the surface. This enhancement of P on the surface catalyses the formation of amorphous d-FeOOH as a compact layer next to the surface and this results in atmospheric corrosion resistance of the Delhi iron pillar. With time, conversion of this d-FeOOH to a stable form of iron oxide, i.e., magnetite, is possible. The magnetite could be doped with ions. This would further enhance the corrosion resistance of the surface film on the surface. The FTIR and Mössbauer spectra indicate the presence of iron phosphates. The presence of these phosphates would provide further corrosion resistance to the passive film by lowering ionic diffusion in the oxide and also by blocking the pores in the oxide. The golden hue of the pillar when viewed in certain orientations is due to the presence of iron phosphates. We hope to compositionally map the rust on the entire exposed surface of the pillar in the near future.

For more information contact:

Dr. R. Balasubramaniam

Department of Materials and Metallurgical Engineering

IIT Kanpur, Kanpur 208016

Telephone: (0512) 59 7089

e-mail: bala@iitk.ac.in

Last Insight of Dr. Brian Townley

Materiales Cerámicos en TE

UNA HISTORIA REAL DE I+D+i:

REVESTIMIENTOS CERAMICOS Y VITREOS PARA VEHICULOS TRANSBORDADORES ESPACIALES

J. Ma. RINCON y M. ROMERO.

Grupo y Lab. de Materiales Vitro- Cerámicos, Inst. E. Torroja de CC. Construcción, CSIC, c/ Serrano Galvache s/n , Madrid- 28033, e-mail: jrincon@ietcc.csic.es

1.- INTRODUCCION.-

Ya han pasado más de veintidos años desde que el 18 de junio del año 1983 el Transbordador Espacial (TE) "Challenger" comenzó su vuelo con cinco tripulantes para una de las misiones pioneras de este tipo de vehículos espaciales, que luego generalizaron sus vuelos con diversas y cada vez más ambiciosas investigaciones.

Una vez más el vuelo del transbordador o lanzadera espacial buscaba coronarse con el éxito de los seis vuelos posteriores del denominado Sistema de Transporte Espacial (STE). Las cinco primeras misiones se realizaron en STE denominado "Columbia" y las dos siguientes en el ya citado "Challenger".

Estos vuelos, que para el público en general, perdieron el interés que tuvieron en sus inicios de la Conquista Espacial, y que incluso cada vez ocuparon menos espacio en la prensa diaria, presentan no obstante, un gran interés para el Técnico Cerámico o Vidriero, ya que dichos vuelos no habrían sido posible sin la ayuda de nuevos tipos de materiales cerámicos y vítreos concebidos y diseñados para las funciones concretas de hacer posible el regreso a la atmósfera de este tipo de vehículos espaciales.

El TE es el primer vehículo de vuelo de velocidad supersónica que usa un sistema de protección térmica totalmente de tipo cerámico. Este hecho supone un importante hito en la historia de los materiales cerámicos, tan ligada a la Historia de la Humanidad desde que el hombre comenzó a elaborar objetos útiles de cerámica hace ya más de 10.000 años. Así, la Cerámica ha recorrido un largo camino desde los primeros vestigios arqueológicos de productos realizados con barro cocido del Neolítico que datan de 7.500- 7.000 años a. de C. del Oeste del Irán (1), pasando por las piezas cerámicas de "terra sigilata" y los mosaicos romanos, hasta ver los materiales cerámicos lanzados en el espacio en el mayor trabajo de alicatado realizado nunca realizado por el Hombre sobre un vehículo en vuelo, ya que más de 30.000 plaquetas de recubrimiento cerámico cubren el exterior de estos transbordadores espaciales.

Los materiales cerámicos para la protección térmica de transbordadores espaciales ya son una realidad de uso común. Lo mismo que actualmente se transportan pasajeros y mercancías entre ciudades y naciones de la Tierra de una manera rutinaria, ya va siendo cada vez más frecuente el transporte espacial de satélites, laboratorios y personas que vienen realizando diversas tareas experimentales y procesado de materiales que hasta ahora no eran posibles en la Tierra. Esta aventura espacial no sólo interesa a las dos potencias espaciales: EEUU y Rusia, sino que otras naciones como Japón, China y la India están realizando ya experiencias para desarrollar su propio STE. De hecho, se sabe ya (2), que los japoneses vienen realizando intensas investigaciones para desarrollar un mini- transbordador espacial.

Esta nueva concepción del STE tiene aparte del interés científico, un gran interés económico, por ejemplo de los lanzamientos de satélites que lleva a cabo NASA, fundamentalmente para países como Japón, la India, Indonesia, Canadá y Gran Bretaña, sólo un pequeño porcentaje pertenecen a la propia Agencia Espacial Americana. Cuando el Transbordador Espacial (o "Space Transportation System", STS en siglas inglesas en este artículo) ha terminado sus tareas en el espacio (después de varias semanas de intenso trabajo) el momento más crítico de la misión es el del regreso a las capas bajas de la atmósfera, en el que el Sistema de Protección Térmica (SPT) se somete a una dura prueba. Con un denominado ángulo de ataque de 40º , que varía de unas a otras misiones, la nave sufre un fuerte calentamiento en su cubierta exterior desde los 5 min. hasta los 15 min. de iniciado el regreso. Se interrumpen las comunicaciones y la nave tiene que disipar su energía desde una velocidad de más de 26.000 km/h a los 335 km/h que alcanza en el aterrizaje.

En el regreso es preciso disipar la energía sobrante por varios métodos (3):

a) Radiación del calor al vacío

b) Evaporación o sublimación de la superficie del vehículo

c) Transferencia de calor a la atmósfera (es decir, al aire situado junto al vehículo, dejando una estela de aire caliente).

La proa de la nave, que es donde la velocidad del aire arrastrado es mayor es la que alcanza mayores temperaturas en la entrada atmosférica (1465º C) (4). Incluso la densidad del aire llega a ser en el morro de la nave hasta seis veces superior a la ambiente, afectando el calor que puede desprenderse por radiación. Un fenómeno semejante ocurre en la Caída de Meteoritos a la Tierra. Las zonas posteriores del vehículo están a menor temperatura pues las corrientes de circulación supersónica no se adaptan fácilmente a su contorno. Las temperaturas que soportan los motores de la nave en el lanzamiento son ligeramente mayores que en la entrada en la atmósfera.

2. HISTORIA DEL DESARROLLO DE MATERIALES DE AISLAMIENTO SUPERFICIAL EN VEHICULOS ESPACIALES.-

Las plaquetas cerámicas del STS fueron desarrolladas por los laboratorios de investigación de NASA, fabricadas por las compañías Lockheed e instaladas por Rockwell International. La idea de usar materiales cerámicos refractarios en estructuras aerodinámicas no era nueva. En los primeros misiles balísticos intercontinentales ya se comenzaron a usar este tipo de materiales. En el morro (o "nariz") del avión X-20 se instalaron ya hace años plaquetas de material refractario de ZrO2 sinterizado.

Los primeros materiales fueron de fíbras refractarias aglomeradas inorgánicamente e impregnadas de un refrigerante orgánico no carbonizable. En 1962 la cápsula Apolo fue construida con un SPT a base de materiales compuestos de fibras de sílice, formando un esqueleto continuo e impregnado todo con metacrilato como fase refrigerante no carbonizable (5). Estos materiales ablativos (esto es, que se auto-consumen por desgaste a elevadas temperaturas) presentan dos problemas importantes: No se pueden reutilizar y son bastante pesados con densidades mayores que las plaquetas fabricadas con material cerámico. Los metales son, asimismo, más pesados que las plaquetas. Por tanto, en 1965 se comenzaron a desarrollar plaquetas a base de fibras de sílice elaborándose la plaqueta LI-1500 de densidad igual a 0,6- 0,9 g/cm3

En 1968 se optimizó este tipo de plaqueta y se le agregó un agente de alta emisión térmica para facilitar la radiación de calor. La emisión de la sílice a temperatura elevada se reduce drásticamente a T > 1093 ºC a 0,3 mm, por lo que fue necesario desarrollar un recubrimiento a base de vidrio de borosilicato. Se eligió este tipo de recubrimiento por ser precisas las siguientes condiciones: Un coeficiente de dilatación semejante al de la sílice, impermeable a la humedad, resistente a la abrasión y al daño mecánico, elevada emisión térmica en longitudes de onda menores de 3 mm y soportar ciclos térmicos a 1370º C. En principio se añadió Cr2O3 como aditivo en estos materiales, pero tuvo que ser sustituído por producir una caída en la emitancia a elevadas temperaturas y ser contraproducente para la impermeabilidad del material. Así pues, se añadió CSi como agente de ajuste de los valores de emitancia. En años sucesivos se realizaron ensayos de estos materiales en vuelos reales a bordo de una serie de vehículos experimentales denominados Pacemaker, realizándose más de 100 simulaciones de misiones de entrada en la atmósfera con perfiles de lanzamiento que alcanzaron niveles acústico de hasta 165 dB. Así, por desarrollos sucesivos se llegó al final a las plaquetas denominadas LI- 900 de baja densidad (0,144 g/cm3) y a las LI- 2200 de mayor densidad (0,342 g/cm3).

En 1973 se comenzó la producción en gran escala por la Lockheed Missiles. Se fabricaron más de 30.000 piezas para que "alicataran" convenientemente la estructura aerodinámica de la nave. La parte más crítica de este proceso fué el control de la pureza y consistencia de las fibras de sílice. Desde entonces, se ha realizado mucho trabajo de investigación para aumentar la pureza de estas fibras al 99,9 %, reduciendo las impurezas de álcalis a menos de 6 ppm y aplicándose desde las materias primas hasta el producto final un total de 40 controles de fabricación. En total, fueron cerca de veinte años de trabajo contínuo y en una dirección determinada, lo que indica una vez más que la investigación siempre es rentable:

1) si se sabe lo que se quiere,

2) si se trabaja duro, con constancia y en equipo y, por supuesto,

3) si se financia adecuadamente.

3. SELECCION DE MATERIALES DEL SPT Y SITUACION DE LOS MISMOS

Las condiciones que deben reunir los materiales del Sistema de Protección Térmica (SPT) del TE son:

1º) Actuar como protección térmica: soportando la temperatura límite de entrada en la atmósfera, ser resistentes a la entrada de gases calientes y poder ser terminados con una superficie suave (para evitar calentamientos locales y transición del aire arrastrado de flujo laminar a turbulento).

2º) Poseer una baja masa, pero que soporte la carga, sea resistente al aleteo, compatible con las tensiones y el doblado de la estructura primaria que es de aluminio y ser resistente a la retención de agua.

3º) Permitir un tiempo corto de montaje desmantelamiento para con una fácil inspección, fácil extracción e instalación y fácil mantenimiento, permitiendo a la nave espacial volver cuanto antes a otra misión y por último,

4º) Que posea bajos costes en largos ciclos de vida útil, es decir, que sea fácil de fabricar, durable y reutilizable (4).

El que este tipo de materiales posean una baja densidad es esencial para sus aplicaciones, ya que un aumento de la misma, como sucede en Aeronáutica, implica una disminución de la carga de transporte. Inicialmente en los años 60 se seleccionaron materiales de Mullita (3Al2O3.2SiO2) o de Sílice (SiO2) para los materiales de Aislamiento Superficial Reutilizable (ASR). En el programa iniciado por NASA en 1970 se seleccionaron para su evaluación los siguientes productos: mullita, silicatos alumínicos (aluminosilicatos), circona, SiC recubierto de carbono y fibras de sílice. En 1971 ya se había reducido la lista a tres materiales como posibles candidatos: Sílice, Mullita A y Mullita B.

Como candidatos para elegir el material para las zonas que soportan mayor temperatura, es decir el morro o proa de la nave y en los bordes delanteros de las alas del vehículo, se pensó en principio, en óxidos cerámicos, carburos y nitruros, metales sin ó con recubrimiento refractario, grafito y Carbono- Carbono reutilizable (5).

Como consecuencia de estos estudios previos se seleccionaron finalmente los materiales que se indican en la tabla I de la referencia (6).

3.1. Sistema de alicatado del Transbordador Espacial

El sistema de plaquetas se acopla a la estructura básica de aluminio del transbordador por medio de una almohadilla o forro de nylon amortiguador de las tensiones (FAT) con un adhesivo de caucho vulcanizado a temperatura ambiente. Este material amortiguador de tensiones aísla las plaquetas de las tensiones térmicas y mecánicas de la sub- estructura de la nave. Unas bandas de relleno entre las plaquetas protege la unión de las mismas del calentamiento puntual que puede surgir en algunas zonas.

Se usan dos tipos de plaquetas:

a).- LI-900 con densidad de 0,144 g/cm3

b).- LI-2200 con densidad de 0,352 g/cm3

En las de menor densidad se logra la unión fibra a fibra con sílice coloidal y en las de más densidad por sinterización directa fibra a fibra. La mayor parte de las plaquetas son de baja densidad, pero cuando se requiere mayor resistencia estructural se usan plaquetas de mayor densidad en algunas zonas (7).

Las plaquetas negras llevan B4Si y son de 15,2 x 15,2 cm. con 1,3-8,9 cm de espesor. Y las blancas son algo mayores de 20,3 x 20,3 cm y de 0,5- 2,5 cm de espesor. Poseen una porosidad del 93 % con una conductividad térmica muy baja (0,017- 0,052 W/m2 K) por lo que son unos aisladores térmicos excelentes. Como las plaquetas tienen una pureza muy elevada, no es posible que den problemas de desvitrificaciones, evitándose los problemas de dilatación y contracción que podría tener lugar si se formase la fase cristalina: cristobalita.

Para controlar la resistencia al agua de las plaquetas se impregnan con un silano que reacciona en fase vapor a 175 ºC en un horno. Después de la entrada atmosférica se dispersa un fluorocarbón (FC723) sobre las plaquetas para probar las que han excedido de esa temperatura. Para reparar las plaquetas averiadas se pueden seguir dos procedimientos: Si es el recubrimiento el que ha sufrido daño se "densifica" la superficie con una mezcla de barbotina de sílice y sílice coloidal. Las negras se pintan con una mezcla de B4Si y de sílice coloidal. Si son los bordes los que están deteriorados, se usan "remiendos" de tipo cerámico: mezclas de fibras del tipo LI-900 con un ortosilicato de tetraetilo. Existen además otros materiales cerámicos y vítreos que se usan en menor proporción en este tipo de transbordadores espaciales, tales como los: materiales de relleno, barreras térmicas que se usan en la línea de división de los alerones, en el timón y en las puertas de la bodega de carga (en este caso se usan capas de filamentos vítreos de 9 mm de diámetro con aspecto de "piel de mono"). Por último los Ablativos, como los usados en las cápsulas Apolo, se usan en algunos puntos muy críticos.

Las ventanas del Transbordador son como las de los aviones convencionales con un sistema de ventanal triple. Su principal condición es que permitan la visión normal de la tripulación y que soporten 650 ºC en la reentrada en la atmósfera, aparte de soportar golpes de meteoritos y tensiones debidas a la diferencia de presión (6).

3. 2. Material de aislamiento compuesto refractario fibroso (ACRF)

Dado que las plaquetas que hasta ahora se han venido utilizando resisten hasta los 1260 ºC durante unas 100 misiones espaciales y hasta unos 1425 ºC en periodos cortos de exposición ya que tienen una excesiva contracción a esta temperatura, la empresa Lockheed realizó investigaciones que mejoraran las propiedades todas las propiedades que se exigen a este tipo de plaquetas cerámicas; a saber: capacidad térmica, resistencia al choque térmico, conductividad térmica y estabilidad morfológica de las plaquetas cerámicas.

Como consecuencia de estas investigaciones se ha desarrollado un nuevo material denominado ACRF (Aislamiento Compuesto Refractario Fibroso) (8). Se trata de un material compuesto de dos fibras cerámicas sin aditivos, con sólo CSi para mejorar sus propiedades ópticas a elevada temperatura. Las fibras son de borosilicato de aluminio de 11 mm de diámetro y longitudes de 0,31 cm. con una composición de 62 Al2O3. 14 B2O3. 24 SiO2. La otra fibra es de sílice con un diámetro de 1-3 mm y longitud variable.

Las fibras de sílice se obtienen a partir de un vidrio de borosilicato, lixiviandole hasta llegar a contenidos del 99,7 % de SiO2. Las fibras se acondicionan previamente lavándolas con ácido clorhífrico a un pH igual a 3 durante 2 horas a través de nitrógeno para extraer cualquier contaminación o material no fibroso. Luego se calcinan a 1090 ºC durante 90 min. para cristalizar la estructura de las fibras de borosilicato de aluminio con lo que mejoran sus propiedades de dispersión. Se mezclan con CSi (2%) y amoniaco en un mezclador en V, prensando a continuación las fibras, con lo que se alinean perpendicularmente a la dirección del prensado, dando a la plaqueta un carácter anisotrópico. Se secan a 150 ºC durante 18 horas y se sinterizan a 1330 ºC durante 90 min., mecanizándose por último el material a las formas deseadas.

El módulo de rotura de estas plaquetas varía con el contenido en fibras de borosilicato de aluminio y su estabilidad morfológica en función del contenido en cristobalita, exponiendo estos materiales a 1370 ºC durante 4 horas. Realizando un estudio de optimización del proceso se han logrado mejoras en el material, con inclusiones de fibras de hasta un máximo del 30-40 % de fibras de silicoborato de aluminio (8).

Es muy importante que la estabilidad térmica de estos materiales sea buena. Se observa que el ACRF tiene una mejor capacidad térmica que las fibras de sílice. Como puede apreciarse en función de su contenido en cristobalita después de tratamientos a 1425 ºC durante 18 horas se considera que la estabilidad no es adecuada si la proporción de esta fase cristalina excede del 20 %.

3. 3. Materiales de protección del borde de conduccion ó morro de la nave.

Los materiales desarrollados para las zonas que soportan mayores temperaturas (la proa o morro de la nave y el borde delantero de las alas) están constituídos por fibras de CARBONO-CARBONO sinterizadas que son reutilizables (CCR). El desarrollo de estos materiales comenzó en 1958 con los proyectos Apolo. Están constituídos fundamentalmente por un material compuesto de un tejido de grafito plegado que se impregna con una resina fenólica y, posteriormente, se somete a ciclos sucesivos de pirólisis, densificación y sinterización. Este material a elevadas temperaturas puede perder parte de su masa debido a la oxidación parcial de su superficie (9).

4. COMPORTAMIENTO DEL ASR DESPUES DEL PRIMER VUELO del 12 abril de 1981.-

Después del dicho vuelo, ya histórico realizado el año 1981, aunque algunas plaquetas se perdieron, (la nave llevaba 30.757 plaquetas), el comportamiento general de todos los materiales fue excelente (10). En el ASRBT, las plaquetas blancas, instaladas en la zona de la vaina de los retro- cohetes, se observó la pérdida o rotura de algunas plaquetas, más bien por un defecto de colocación, ya que estos defectos las hacen más sensibles a las tensiones vibro- acústicas del lanzamiento. Asimismo, algunas de las plaquetas negras del ASRBT sufrieron algo de daño, saltados o ralladuras durante la etapa del lanzamiento. El análisis de estas rayaduras indica la presencia de CaO y ZnO, elementos ambos que van como pigmento en el caucho de silicona, que han debido reaccionar con el recubrimiento en el borde de las plaquetas. Este fenómeno puede aprovecharse para conocer los diagramas de flujo de aire del vehículo (10). Incluso, se llegó a observar un efecto de cuchillada o rajado en una compuerta del tren de aterrizaje. En otras zonas se observaron algunas suciedades debidas a efectos de contracción durante la entrada atmosférica. El recubrimiento refractario de material CCR respondió también eficazmente.

El fieltro de aislamiento o FAT, a pesar de tratarse de nylon (Nomex) que aumenta su deformación con cada tensión aplicada, se portó mejor de lo que se esperaba, así como los materiales de relleno y de barrenas térmicas. Por último, en las ventanas de vidrio apareció un ligero recubrimiento en la superficie exterior pero sin afectar a la transparencia. Como dato anecdótico es interesante saber que este tipo de Transbordadores Espaciales llevan instalados más de 16.000 instrumentos de medida: Termopares, radiómetros, sensores de presión, de tensión y acústicos, etc y etc...., lo que permite "a posteriori" analizar con más precisión el comportamiento real del Sistema de Protección Térmica.

5. MICROESTRUCTURA DE LOS MATERIALES DE ASR.-

La mejor manera de entender la naturaleza porosa de este tipo de materiales cerámicos es por su observación a elevados aumentos por Microscopía Electrónica de Barrido (siglas SEM en inglés). Es necesario destacar el importante papel que ha desempeñado la Microscopía Electrónica en el desarrollo de los nuevos materiales de Aislamiento Térmico de los transbordadores espaciales. Se ha empleado esta técnica de estudio microestructural para ayudar a la selección de materiales, ya que el Análisis Microestructural nos facilita información acerca de los mecanismos de deformación y fractura, los mecanismos de transferencia de carga y sobre todo sobre las alteraciones microestructurales antes de la rotura final del material. En función de las características del material a examinar se han empleado técnicas de preparación de muestras diferentes. Las técnicas más simples son: en el caso de los materiales orgánicos del FAR, cortar con una cuchilla y en el caso de las plaquetas cerámicas llevar a cabo su fractura a tracción. Pero ambas pueden introducir graves alteraciones estructurales en el material. El método más generalizado fué: Impregnar el material con un polímero y posteriormente realizar el corte y pulido de la muestra, seguido por la extracción del material de embutición. Para ello se siguieron dos métodos: a) Embutición en polimetilmetacrilato (PMMA) ó b) embutición en una resina termoplástica (11).

a) En el primer método se impregna la plaqueta con un líquido siruposo al 15 % de PMMA en un monómero de metilmetacrilato (MMA) con el 0,05 % de peróxido de benzoílo para iniciar la polimerización. Esta se acelera calentando a 35 ºC durante 24 horas y luego a 1500 ºC durante 48 horas. Después se pule la muestra embutida con los métodos habituales. Se calienta a 500-650 ºC durante 5 minutos para posteriormente, para extraer el PMMA en el caso de muestras que no se alteren con la temperatura. Debe evitarse en esta operación el quemado del PMMA, para que no se formen productos de carbón. Se puede también extraer el material de extracción por disolución sumergiendo la muestra embutida en el monómero MMA líquido y agitando. Este método es adecuado para los materiales más débiles.

b) Se usa el segundo método también para no alterar la posición de las fibras y rellenar los poros evitando se contaminen con partículas extrañas al material. Este método es más adecuado para el sistema de FAT que es de tipo orgánico. Se impregna el material en vacío con resina a 150 ºC y dejándole enfriar hasta rigidez. Se corta un cubo de 0,5 x 1 cm. y se lava con acetona por un extremo para exponer al aire las puntas de las fibras. Luego se embute esta muestra en un material de resina epoxi y se pule posteriormente. Se extrae la resina con acetona sin agitación con varios lavados con lo que se llega a tener finalmente una muestra protegida en todos sus lados con resina y con el extremo superior libre para ser observado tanto por microscopía óptica como electrónica.

En las plaquetas del transbordador se debe realizar un control de calidad de la uniformidad y graduación de la capa de sílice coloidal comparando su comportamiento tanto en las plaquetas de baja como en las de alta densidad (LI-900 y LI-2200). La sílice coloidal penetra de hecho hasta una profundidad de 0,81 mm en el caso de las plaquetas LI-2200. En el caso del material ACRF las fibras son de mayor diámetro que las de sílice y su enlace es más consistente que el tipo anterior de plaquetas fibrosas habiéndose observado algo de reblandecimiento y reacción de las fibras de sílice durante el proceso de sinterización (11).

Vemos, pues, que la observación de la microestructura de un material (microcosmos) permite un mejor control de las propiedades de los materiales que facilitan, tanto de una manera directa como indirectamente, la observación e investigación de los objetos del Universo, como los Meteoritos y otros (macrocosmos) para aplicarlo en nuevas tecnologías, de modo que ambos “mundos” están íntimamente relacionados. Así, con el filósofo Teilhard de Chardin, podemos afirmar: "...no digas nunca, como hacen algunos: la materia esta gastada. La materia existirá hasta el ultimo instante de los siglos, la materia será joven y exuberante, resplandeciente y siempre nueva para el que sepa entenderla". (Teilhard de Chardin, 1961. El Himno del Universo).

REFERENCIAS

1. MELLAART,J., The neolitchic of the Near East. Ed.Thames and Hudson (1975) págs. 76-79

2. DUNBAR, B.J., Space Shuttle. A new era in transportation, Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1981) 11, 1180-1187.

3. HILTON, H.F., Satélites artificiales (1967). Ed. Nueva Colección Labor, Ed. Labor, Barcelona, págs. 9-80.

4 BUCKLEY, J.D., STRONHAL, G. Y GANGLER, J.J., Early development of ceramic fiber insulation for the Space Shuttle. Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1981) 11, 1196-1200.

5. SHRAM, W. HRSI and LRST. The early years. Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1981) 11, 1194-1195.

6. KORB, L.J., MORANT, C.A., CALLAND, R.M. y THATCHER, C. S. , The Shuttle Orbiter Thermal Protection System. Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1961) 11, 1168-1193.

7. GORE, R., SCHNEEBERGER, J. y DALLISON, K., When the Space Shuttle finally flies. National Geographic, marzo (1981) 319-347.

8. LEISER, D. B., SMITH, M. y GOLDSTEIN, H.E., Developments fibrous refractory composite insulation. Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1981) 11, 1201-1204.

9. BECKER, P.R., Leading- edge structural material system of the Space Shuttle. Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1981) 11, 1210-1214.

10. MUELLER, J.L., Observations after initial flight. Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1981).

11, 1215-1217.11. NEWQUIST, Ch., MILLER, A.A. and SCOTT, W.D., Microscopy and microstructure of Shuttle Thermal Protection System materials. Am. Cer. Soc. Bull. 60 (1981) 11, 1205-1209.

AGRADECIMIENTO

El autor quiere expresar su sincero agradecimiento a D.W. Garret de NASA por su ayuda, así como a la compañía Rockwell por el suministro de valiosa información sobre los materiales aislantes de los transbordadores espaciales.

Aleaciones de Fierro

A presión atmosférica, y dentro del rango de temperaturas entre 912ºC y 1382ºC, el fierro se presenta como un arreglo de átomos formando una estructura densa tipo FCC, es decir, una red cúbica centrada en las caras. En el Fe, a diferencia de otros metales, al disminuirse su temperatura bajo el rango antes indicado, se produce la formación de una estructura menos compacta, de modo que los átomos dejan de formar un arreglo tipo FCC para dar paso a la estructura tipo BCC, esto es, una red cúbica centrada en el cuerpo, que posee menor densidad que la FCC.

Este cambio en la estructura cristalina del fierro, de una fase FCC a una BCC, se produce por cualquiera de los dos mecanismos siguientes:

1.- Proceso Difusional: Si enfriamos lentamente la fase FCC de los átomos de fierro, dicha red adquiere una suficiente movilidad atómica, de manera que la red sufre una reconstrucción completa adquiriendo la forma de una ferrita tipo BCC, produciéndose una difusión descoordinada y confusa de átomos en la interface de transformación. Dentro de este mecanismo difusional podemos encontrar la ferrita “alotriomórfica” y la ferrita “idiomórfica”, aunque también por este mecanismo se forman la ferrita “maciza”, y la “perlita”, formada por una alternancia entre α-ferrita y cementita (FeC). Cabe destacar que las ecuaciones que gobiernan la nucleación y crecimiento de la Perlita, que es una mezcla eutectoide, son similares a las de la ferrita “alotriomórfica” pero dos órdenes de magnitud inferior.

2.- Proceso sin Difusión, o No Difusional: Si en cambio, la fase FCC que conforma el fierro, la enfriamos rápidamente a una muy baja temperatura, muy por debajo de 912ºC, no habrá suficiente tiempo ni movilidad atómica para que suceda la Transformación Difusional. Sin embargo, la fuerza motora se incrementa con el enfriamiento por debajo de los 912ºC, produciéndose la formación de martensita BCC debido a un mecanismo de “corte” o “displacivo” que involucra una transferencia sistemática y coordinada de átomos en la interface. Al igual que la Martensita, la ferrita “Widmanstatten” también se produce por este mecanismo no difusional, donde la fuerza motriz para la transformación es pequeña, de modo que la separación del carbon durante la transformación es una necesidad termodinámica. Durante el crecimiento de la ferrita Widmanstatten los átomos intersticiales, como el carbon, pueden difundir libremente sin afectar la forma o el carácter “displacivo” de dicha transformación.

La Austenita en un Acero

En la figura anterior, y semejando a un hexágono deformado, se puede apreciar la forma de un grano de austenita en un corte bidimensional plano. La Austenita (simbolizada por la letra γ) es la estructura principal de un acero, y se define como la solución sólida metálica y a la vez no magnética de carbón y hierro que existe en todo acero por encima de la temperatura crítica de alrededor de 723ºC. Su nombre proviene de Sir William Chandler Roberts Austen, fallecido en 1902. El grano de Austenita posee estructura cristalina tipo FCC lo cual permite a dicho grano almacenar o reservar una alta proporción de carbón en solución.

La Austenita puede contener bastante más carbon que la ferrita, entre 0.8% C a una temperatura de 723ºC, y 2.08% a 1148ºC, que es el máximo contenido de carbón soluble que puede contener un grano de austenita.

Cuando enfriamos la austenita, esta estructura se descompone en varias fases (que se verán a continuación), o bien sufre una leve distorsión en su estructura cristalina, distorsión que es conocida como “transformación martensítica”.

Ya sea que enfriemos lento o rápido una aleación específica, y dependiendo de si actúa un Mecanismo de Transformación Difusional o No Difusional, aparecerán un gran número de fases interesantes de estudiar, entre ellas, la formación de la Ferrita Widmanstatten típica de los aceros. Pero entonces surge la pregunta de cómo calcular matemáticamente o empiricamente la velocidad de nucleación y de crecimiento de cada una de las fases?. La respuesta se encuentran en la generalización o ampliación de las ecuaciones clásicas de Johnson-Mehl-Avrami, cuyas modificaciones fueron presentadas por vez primera por los investigadores S. J. Jones y H. Bhadeshia en 1996 y revisadas en el mes de septiembre de 1998.

Ecuaciones Clásicas de Johnson Mehl Avrami

Este modelo describe en forma simple las transofrmaciones cinéticas que tienen lugar para una sóla fase simple, cuando una partícula que precipita efectivamente se forma dentro de una aleación cuando ésta se enfría. En este modelo inicial supone partículas de volúmen esférico que se forman luego de un tiempo específico. La razón de crecimiento G y el nivel de nucleación I se consideran constantes a partir del instante en que la muestra alcanza la temperatura de transformación isotermal.

El problema de este modelo incial es que se suponía que sólo una fase tenía lugar dentro de un rango determinado de temperatura, de modo que reacciones individuales sucedían dentro de dichos rangos no afectándose las fases unas a otras. Sin embargo, en la práctica esto no ocurre.

Por ello se amplió un poco más el modelo para casos en los que dos o más fases provenientes de la fase inicial austenita sucedieran simultaneamente. Se continuó considerando volúmenes esféricos para las partículas que precipitan, se mantuvo una tasa de crecimiento G y de nuclación I constantes, independientes de la temperatura o de la presencia de las otras fases, y se agregó una dependencia K real (no compleja) entre los volúmenes de nucleación de las dos o más fases.

No obstante, desde un punto de vista práctico, el modelo no respondía a lo que experimentalmente se observaba en las fases que se presentaban. Por ello, hoy se ocupa un modelo generalizado de las ecuaciones clásicas de Johnson Mehl Avrami que analiza las Reacciones Simultáneas Complejas de dos o más fases que derivan de la austenita. De esta manera, las expresiones matemáticas que describirán la tasa de Crecimiento y de Nucleación serán distintas según la fase que tenga lugar, y dependerán de variables como la concentración de carbono, promedios de difusividad, así como de contantes clásicas tal como la Constante de Boltzmann, constante de Planck, Constante de Capilaridad definidas por los efectos capilares de Gibbs-Thompson, etc. Así las razones de crecimiento y nucleación serán funciones de la tempratura y del tiempo.

En el próximo artículo expondremos más detalladamente las ecuaciones que gobiernan la nucleación y el crecimiento para tres fases: la Ferrita Alotriomórfica, la Ferrita Widmanstatten y la Perlita. Por ser la Ferrita Alotriomórfica y la Perlita fases formadas por Mecanismo Difusional a partir de la Austenita, implica que la transformación cirstalina FCC a una menos densa BCC se efectuó por enfriamiento relativamente lento. Para el caso de la Ferrita Widmanstatten (f.W), por participar con intercambio ordenado de átomos, sin la existencia de suficiente movilidad para los átomos, la transformación cristalina densa FCC varía a BCC por enfriamiento rápido y brusco a bajas temperaturas.

¿Cómo definir el tamaño o diámetro de un grano de Austenita?

Para obtener un grano de austenita se debe someter la aleación a una alta temperatura y mantenerla en dicho valor por algunos minutos (temperatura de austenitización). Mientras más alta sea la temperatura mayor será el grano de austenita, y mientras menor sea dicha temperatura de austenitización el grano de austenita tendrá un diámetro pequeño, siendo su temperatura mínima el valor en torno a los 723ºC. Así por ejemplo, si deseamos tener un grano de austenita del orden de los 100 a 200 micras de diámetro, la temperatura de austenitización puede ser del orden de los 1300ºC por espacio de unos 15 minutos, para luego someter por varios días, la aleación, a un Proceso Isotermal con una temperatura muy inferior a la de austenitización.

La adición de otros metales, tales como manganeso y niquel, pueden estabilizar la estructura de la austenita, facilitando el tratamiento térmico de aceros de baja aleación. Para el caso extremo de la austenita del acero inoxidable, el contenido de aleaciones mucho mayores hacen estable la estructura de la austenita aún a temperatura ambiente. En el extremo opuesto, elementos como el silicio, el molibdeno y el cromo, tienden a desestabilizar la austenita.

Fases formadas en la Austenita

Una vez formada la austenita, o más bien dicho, el grano de austenita, y dependiendo de la presencia de mecanismos difusionales o no difusionales, se presentarán las siguientes fases antes ya mencionadas:

1.- Fases presentes en Proceso de Transformación Difusional: estas fases se presentan cuando el proceso de enfriamiento es lo suficientemente lento como para permitir mobilidad atómica, provocándose un constante intercambio de átomos en forma aleatoria y poco ordenada de un lado al otro de la interface respectiva. Las fases formadas por este mecanismo son las siguientes:

a).- Ferrita Alotriomórfica: El término “alotriomórfico” significa que esta fase es cristalina y ordenada en su estructura interna pero no en sus bordes exteriores. Esto implica que las superficies limitantes del cristal no son regulares y no demuestran la simetría presente en su estructura interna. De este modo, la ferrita que tiende a nuclearse en los bordes de grano de la austenita, tiende a crecer a lo largo de las paredes de la austenita a niveles mayores de lo que lo hace en la dirección normal. Aunque la ferrita alotriomórfica no necesariamente debe formarse justo en los bordes de la austenita, en la práctica lo hace, presumiblemente debido a que no existe otro sitio heterogéneo de nucleación bi-dimensional como la austenita. La definición para la ferrita alotriomórfica se aplica a escala óptica, en que sus caras se ven aleatorias y amorfas, y no a su estructura cristalina interna que es ordenada.

b).- Ferrita Idiomórfica: esta fase presenta ópticamente caras con forma cristalina. En los aceros, la ferrita idomórfica se considera que aproximadamente posee una morfología equiaxial, y se forma intragranularmente supuestamente en torno a inclusiones u otros sitios de nucleación heterogéneos. La ferrita idiomórfica refleja ante el microscopio óptico la simetría del bicristal austenita-ferrita (γ-α), aunque no refleje ni importe su estructura o morfología cristalina interna. Debido a que la ferrita idiomórfica, así como también la ferrita alotriomórfica, deben su formación a un mecanismo de transformación difusional, el crecimiento de ambas no se restringe exclusivamente al borde de grano de la austenita, sino que la extensión de la penetración dentro de un grano partidcular puede variar de acuerdo a cómo pueda cambiar la relación de orientación de la interface γ-α.

c).- Ferrita Maciza: tiene la particularidad de que esta fase hereda la composición de la austenita de orígen, llamada también austenita progenitora. La capacidad para cruzar el borde de grano de la austenita origen por parte de esta ferrita es particularmente pronunciada durante la transformación completa, de modo que el tamaño de grano de la ferrita puede ser mayor que el tamaño de grano inicial de la austenita. La ausencia de un cambio en la composición de la ferrita Maciza permite a la transformación continuar hasta que toda la austenita se consuma. Estos factores combinados resultan en una microestructura de un gran grano de ferrita de una sóla fase; grano que posee una morfología aproximadamente equiaxial debido a influencias entre granos vecinos. Sin embargo, las transformaciones que pueden comenzar con el crecimiento de ferrita idiomórfica o alotriomórfica y ferrita maciza no puden ser consideradas estrictamente como una morfología separada en el esquema de clasificación.

d).- Perlita: la formación de esta fase en los aceros involucra un crecimiento difusional de la fase α-ferrita y de la cementita desde la austenita γ. En secciones bidimensionales, esta mezcla eutectoide consiste de láminas alternadas de ferrita y cementita, las cuales juntas pasan a formar una colonia de perlita. En realidad, la cementita y la ferrita dentro de una colonia o area dada son cristales simples, donde la laminilla de cada fase está conectada en tres dimensiones. Con la sóla excepción de la ferrita que se encuentra en la Perlita, todas las otras morfologías de ferritas involucran formas de placa o listones.

2.- Fases presentes sin Proceso Difusional. Las fases que aquí se describen se producen por enfriamiento lo suficientemente rápido de manera que evitan la movilidad atómica entre las interfaces. Así, las fases aquí producidas están circunscritas fundamentalmente a un grano único de austenita, de modo que se evita el que átomos aleatoriamente se muevan entre un grano de austenita y otro vecino.

a).- Martensita: ocurre en forma de placas delgadas y lenticulares la cual se extiende en forma recta a lo largo del grano de austenita progenitora, aunque también se visualiza como paquetes de listones finos y aproximadamente paralelos cuyos tamaño es por lo general inferior al del grano de austenita γ. En ambos casos, los cristales progenitores y productos están relacionados por una correspondencia atómica y la formación de la martensita produce la forma de la región transformada, la cual macroscopicamente es un plano de tensión invariante. Este plano invariante es el plano donde reside la martensita. La nucleación de la martensita es generalmente atérmal aunque también puede ser isotermal, y puede ocurrir a muy bajas temperaturas de modo que su interface con la fase progenitora necesariamente tienen que estar ligadas. La martensita se forma a un alto enfriamiento donde es, por lo general, muy grande el cambio de energía libre química para la transformación, muy por encima de lo que es requerido para la transformación sin difusión, aún cuando se tome en consideración la energía almacenada por la martensita.

b).- Ferrita Widmanstatten: esta fase se forma a un bajo enfriamiento inferior a la temperatura Ae3 donde la fuerza motriz para la transformación es pequeña, de modo que es una necesidad termodinámica la fragmentación del carbón durante dicha transformación. A una escala óptica, la ferrita Widmanstatten tiene la forma entre placas y listones. La formación de la ferrita Widmanstatten va también acompañada por un cambio en la forma de la región transformada. Este cambio consiste en dos planos de tensión de deformación invariantes adyacentes y opuestos. Estos planos IPS de deformación poseen componentes de corte grandes e implican la existencia de una correspondencia atómica entre las fases original y producto en la medida que se relacionen los átomos en solución del hierro y sustitucionales. Los átomos intersticiales como el carbón puden difundir durante el crecimiento sin afectar la forma o el carácter displacivo de la transformación.

La Ferrita Widmanstatten (f. W)

Si consideramos la figura anterior podemos distinguir que existen dos tipos de ferrita Widmanstatten (f. W):

1.- La ferrita secundaria o denominada en inglés “Widmanstatten ferrite side-plate”: es la ferrita Widmanstatten que tiene lugar su nucleación a partir de los bordes de la ferrita alotriomórfica que ya se ha formado en el borde del grano de austenita. Este tipo de f.W. se produce generalmente en granos pequeños de austenita cuando el proceso de enfriamiento ha sido relativamente lento, debido a la presencia del mecanismo de transformación difusional ya descrito. En otras palabras, como la ferrita Widmanstatten compite con la alotriomórfica, si se forma la una la otra tiende a desaparecer. Al ser el grano de austenita pequeño y si el enfriamiento no es tan rápido y da paso a la movilidad atómica, es la ferrita alotriomórfica la que se forma en gran medida, quedando menos espacio para formar ferrita Widmanstatten (f.W).

2.- La ferrita primaria o en inglés “W.f. primary side-plate”. Esta ferrita se forma directamente en los bordes del grano de Austenita y crece en forma perpendicular a dichos bordes, hacia el interior de la austenita. Como la f.W. es un proceso no difusional, al disminuir bruscamente la temperatura, las placas de ferrita Widmanstatten se formarán rapidamente impidiendo la formación de ferrita alotriomórfica.

En la literatura técnica sobre aleaciones se dice que la ferrita Widmanstatten puede en algunas ocasiones ser perjudicial para las propiedades mecánicas de los aceros, debido a que las placas de ferrita crecen en formaciones paralelas, permitiendo a las grietas y microfisuras propagarse sin mucha desviación. El problema es particularmente agudo en depósitos de acero soldado donde es impráctico modificar la microestructura, que está involucrada durante la solidificación y durante el subsecuente enfriamiento a temperatura ambiente, utilizando algún tipo de procesamiento termomecánico para refinar la microestructura en aceros trabajados. De ahí se desprende que el diseño de una aleación es la principal ruta disponible para minimizar la cantidad de ferrita Widmanstatten, lo que a su vez requiere un buen conocimiento de los factores que controlan su nucleación y crecimiento.

En 1991 la Universidad de Cambridge, especificamente el Departamento de Ciencia de Materiales y Metalurgia, publicó que utilizando el modelo antes descrito para nucleación y crecimiento de la f.W. puede predecirse la temperatura de inicio de la ferrita Widmanstatten, Ws, en función de la química de la aleación. Dice en su artículo que la razón de crecimiento de una placa individual puede ser predicha con un buen grado de exactitud, como una función de la química de la aleación y temperatura de transformación, asumiendo que el crecimiento sucede bajo condiciones de paraequilibrio a un nivel controlado por la difusión del carbon en la austenita en frente del borde de la placa de ferrita Widmanstatten.

A diferencia del crecimiento de la f.W. que se comprende medianamente, la nucleación de la ferrita Widmanstatten no está bien entendida en detalle. La temperatura Widmanstatten de inicio Ws puede identificarse como la temperatura de transformación isotermal más alta a la cual se encuentra que se forma la f.W. en cantidades detectables. Una característica interesante de la temperatura Ws es que ella es más sensible a la química de la aleación que la temperatura Ae3, la cual es la temperatura más alta a la cual tanto la ferrita como la austenita pueden coexistir en equilibrio. Se ha encontrado frecuentemente que al adicionar solutos adecuados la temperatura Ws decrece más rapidamente que la temperatura Ae3, indicando que el efecto de los elementos de la aleación en la ferrita Widmanstatten es más que sólo un efecto termodinámico. En marzo de 1990, H. Bhadeshia de la Universidad de Cambridge publicó un artículo donde expuso que se ha demostrado que el comportamiento antes descrito puede ser relacionado “si se asume que la nucelación de la ferrita Widmanstatten es similar a la de la Martensita”.

En el artículo publicado por Jones y Bhadeshia en septiembre de 1996, luego de probar 15 distintos aceros con granos de austenita que variaban entre 30, 55 y 100 micras, se conluye lo siguiente:

“Ha habido numeros estudios sobre la aparición de la ferrita Widmantatten en aceros en función de la composición química, el tamaño del grano de austenita y de la razón de enfriamiento durante transformación de enfriado contínuo. Por tanto, se ha establecido bien que la ferrita Widmanstatten se ve favorecida en una austenita con una estructura de grano grande. Esto probablemente sucede debido a que la f.W. rara vez se encuentra aislada aunque a veces se forma como placas secundarias creciendo de los bordes de la ferrita alotriomórfica. La previa formación de ferrita alotriomórfica, la cual es favorecida por un tamaño de grano pequeño, enriquece la austenita residual no transformada con carbon y reduce la fracción de volúmen de la austenita residual, la cual posteriormente se puede transformar en ferrita Widmanstatten, de modo que no sorprende que un pequeño grano de austenita suprima la aparición de ferrita Widmanstatten. Por las mismas razones, un incremento en la razón de enfriamiento tendrá a favorecer la formación de ferrita Widmanstatten.”

Alcances finales respecto de Veas-01

De acuerdo a los aspectos teóricos y experimentales expuestos aquí referentes a la formación tanto del grano de austenita como de sus fases posteriores, se desprende que un acero con tamaño de grano de austenita superior a 200 micras es inusual, de igual manera que aparecería como algo inusual la existencia de ferrita Widmanstatten con largos de placas de varios cientos de micras y de 20 ó 50 micras de ancho. En cada uno de los aceros experimentales que el investigador Bhadeshia muestra, y cuyas gráficas se incluyen arriba, se observa siempre la presencia de ferrita alotriomórfica, aunque sea en menor cuantía. La ausencia de esta fase no parece posible, no al menos para los tamaños de grano de austenita ni las razones de enfriamiento dados.

Sin embargo, de algunas de las microfotos tomadas de Veas-01, que han sido entregadas en este blog en artículos anteriores, se desprende la aparición de perlita, en algunos casos, y en otros la entrada en escena de granos de austenita descomunalmente grandes con diámetros que en casos superan los 1500 micras, donde desde sus bordes directamente surgen las largas y anchas placas de ferrita Widmanstatten. Si consideramos los modelos teóricos aquí presentados debemos suponer que la temperatura de austenitización debió ser extremadamente alta y por un tiempo superior a los 15 minutos indicados en el modelo de los aceros experimentales, para luego en menos de un segundo, disminuir la temperatura hasta un valor adecuado para la transformación isotermal. Esta brusca disminución de la temperatura en alrededor de un segundo desde la temperatura de austenitización, provocó una total ausencia de ferrita alotriomórfica (debido a que no hubo mecanismo difusional) lo que sumado al gran grano de austenita favoreció la formación de gruesas e inusuales placas de ferrita Widmanstatten. Recordemos que en estas zonas el porcentaje de carbono es de alrededor de 0.023%, valor muy inferior al de 0.18% de C contenido en los aceros experimentales usados en los artículos del profesor Bhadeshia.

Surgen entonces algunas preguntas como:

1.- ¿quién querría fabricar hace décadas atrás, en Chile, un acero de tan bajo carbono, de tan alta pureza en fierro, y con un grano descomunal de austenita?

2.- ¿por qué se habría deseado fabricar un acero con enormes placas de ferrita Widmanstatten, siendo que en los aceros precisamente se busca minimizar la presencia de esta fase debido a que las microfisuras o grietas formadas se propagan a lo largo de las placas paralelas de ferrita Widmanstatten?

3.- ¿cuál fue la técnica usada décadas atrás para lograr este tamaño de grano de austenita?. ¿cuál fue la temperatura de austenitización y por cuánto tiempo se mantuvo dicha alta temperatura para formar este grano?

4.- ¿qué técnica se implementó para lograr las presiones necesarias para formar inclusiones como la Troilita en el interior de este acero?

En el próximo artículo abordaremos algunas de las expresiones matemáticas que dan cuenta de la formación, nucleación y crecimiento, de las tres fases siguientes: ferrita alotriomórfica, ferrita Widmanstatten y Perlita, así como discutiremos con más detalle la formación de las inclusiones dentro de una aleación específica.