CONGRESO CONAMET/SAM 2004 SOLUBILIDAD TERMINAL DEL HIDRÓGENO EN LA ALEACIÓN Zr90Cr6.6Fe3.3 P. Vizcaíno (1), H. H. Udeschini (2), A. D. Banchik (3) (1,2,3) CAE-CNEA, Pres. J. González y Aragón 15, Ezeiza, Argentina, e-mail: [email protected] RESUMEN En el presente trabajo se estudia la solubilidad del hidrógeno en una aleación de base Zr de composición 90% wt Zr 3.3% wt Fe y 6.6% wt Cr. Los estudios realizados con técnicas de microanálisis muestran una microestructura bifásica, αZr (matriz) y fases de Laves del tipo AB2 . Las experiencias con DSC realizadas a muestras a las que se incorporó hidrógeno indican que ocurre una partición de la concentración global de hidrógeno entre las dos fases, en la cual la fracción en fase αZr precipita como hidruro mientras que en las fases AB2 no se detecta transformación de fase y formación de una nueva estructura cristalina. Los resultados indican que absorción de hidrógeno en las fases AB2 aumenta con la concentración de hidrógeno llegando a absorber el 20% de la concentración global para concentraciones mayores que 500 ppm. Palabras claves: Hidrógeno, Zircaloy-4, precipitados intermetálicos, solubilidad terminal. 1. INTRODUCCIÓN Las fases de Laves del tipo Zr(Cr x,Fe1-x)2 se encuentran presentes en aleaciones de base Zr de uso nuclear como los Zircaloys, que son utilizadas para la construcción componentes estructurales que operan en reactores nucleares de potencia. En el Zircaloy-4 se las encuentra en forma de pequeños precipitados de φ<0.1μm que se distribuyen uniformemente en la matriz αZr. En muchos casos estas fases tienen bajas entalpías de absorción-desorción [1], lo que facilita el ingreso y la salida de hidrógeno de las mismas. En estudios recientes sobre la incorporación de hidrógeno en componentes estructurales de Zircaloy se señala a los precipitados de Zr(Fe,Cr)2 como responsables del ingreso de hidrógeno al actuar como puentes a través de la capa de óxido superficial que se forma en contacto con el agua del moderador del reactor, [2,3]. La capacidad de almacenamiento de hidrógeno de las fases Zr(Crx,Fe1-x)2 crece con x y se hace máxima para x = 1, es decir, para ZrCr2 , [1]. En el Zircaloy-4 la composición de equilibrio de estos precipitados es Zr(Fe 0.6 Cr0.4 )2. Sin embargo en componentes de Zircaloy-4 que han permanecido tiempos prolongados en el reactor, como consecuencia de la irradiación neutrónica se ha observado que los precipitados de Zr(Fe 0.6Cr0.4 )2 se amorfizan mientras que el Fe difunde a la matriz αZr, aumentando la concentración relativa de Cr en los mismos, [4]. Dado que la capacidad de almacenamiento de hidrógeno de las fases Zr(Cr x,Fe1-x)2 crece con el aumento de la cantidad de Cr, esta podría ser una de las causas del incremento en la solubilidad del hidrógeno observada en Zircaloy-4 irradiado, [5,6]. No existen al presente estudios sistemáticos sobre la influencia de estos precipitados en la solubilidad del hidrógeno en las aleaciones de base Zr. De manera que en el presente trabajo se ha explorado este campo, determinándose la temperatura de solubilidad terminal en disolución, TSSd , en una aleación de base Zr con elevado contenido de Fe y Cr para un amplio rango de concentraciones de hidrógeno. Para tal fin se ha utilizado la técnica de calorimetría diferencial de barrido con el soporte de varias técnicas de microanálisis. CONGRESO CONAMET/SAM 2004 2 EXPERIMENTAL 2.1 Calorimetría Para las determinaciones de TSS se ha utilizado un calorímetro de flujo térmico Shimadzu modelo DSC-60. El instrumento cuenta con un horno de dos crisoles, en uno de los cuales se coloca la muestra y en el otro la referencia. La escala de temperatura se calibra con los puntos fijos de fusión de patrones de zinc e indio mientras que la entalpía, con los calores latentes de fusión de dichos metales. El principio de operación del calorímetro es el siguiente: El horno entrega calor a la referencia y a la muestra registrándose el calor diferencial por unidad de tiempo en función del tiempo. Mientras no ocurren transformaciones en la muestra se obtiene una curva continua llamada línea de base. Pero cuando ocurre una transformación de fase, en este caso la disolución o la precipitación de los hidruros, se puede ver una desviación de la curva respecto a la línea de base. La ubicación de estos picos permite determinar a qué temperatura ocurre la transformación, en el presente trabajo, TSSd, temperatura de solubilidad terminal en disolución. Una vez determinada TSSd, se mide el contenido de hidrógeno de las muestras con un analizador de gases LECO RH-404. 3. MATERIALES 3.1 Fabricación de la aleación Se fundió un botón de aproximadamente 63 gr las cantidades de Zr, Cr y Fe indicados en la Tabla I. La masa de las muestras se conoce con precisión (±0.01 mgr). El botón se obtuvo utilizando un horno de arco eléctrico de dos crisoles. Se realizó un vacío de difusora seguido de tres purgas con argón (pureza 99.999%) hasta presiones de 100 mbares. Después de la última purga la cámara se llenó con argón a 500 mbares de presión. Luego de la primera fusión se dejó enfriar y se volteó la muestra fundida en el crisol repitiéndose el proceso por cuatro veces más para lograr una aleación homogénea. En la Tabla II se observa la concentración global de la aleación obtenida. Tabla I. Masas de los aleantes utilizados. Zr Fe Cr Peso total (grs) B4 63.36417 2.10229 4.17988 69.64634 Botón 3.2 Caracterización La micrografía de la Figura 1 muestra la estructura de fundición obtenida (desde ahora aleación B4) con microscópico óptico (500X). Se observa la formación de dos fases. En la micrografía de la Figura 2, con mayor aumento (1000X) e iluminando con luz polarizada, la fase mayoritaria (matriz) muestra tonalidades diferentes debidas a diferente orientación de los cristales que la componen. Considerando la composición global de la muestra y al aspecto que presenta se trata de la fase αZr, fase de equilibrio del Zr a bajas temperaturas. Por otra parte la fase minoritaria que envuelve a la matriz presenta el aspecto de una estructura de láminas. Observaciones realizadas con SEM muestran con mayor claridad esta estructura laminar en la Figura 3. 1 Tabla II. Composición de la aleación B4. Botón Zr Fe Cr (% wt) B41 90.98 3.02 6.00 El contenido de oxígeno del botón 4 es de 460 ppm, determinación realizada con un cromatógrafo LECO RH-36 . En la Figura 4 se observa el diagrama EDX de las estructuras laminares. La composición media observada es: Zr: 36.9 ± 1.9 %at. Cr: 43.3 ± 1.3 %at. Fe: 20.6 ± 1 %at. Para la composición global de la aleación B4 (Tabla 1) en la cual la relación Cr/Fe es 2:1 en condiciones de equilibrio se espera la formac ión precipitados de Zr(Fe,Cr)2 y ZrCr2 . La proporción en que se encuentran estas fases no se puede establecer a priori con esta sola información. Para realizar una identificación precisa se realizó un diagrama de difracción de rayos X en todo el ancho espectral (10°≤2θ≤120°). En las Figuras 6 y 7 se presenta este diagrama, partido en los intervalos 20°≤2θ≤50° y 50°≤2θ≤110° con el objeto de observar con mayor caridad la ubicación de los picos de difracción. Se encuentran superpuestos a los diagramas de las Figuras 5 y 6 las posiciones de las líneas correspondientes a las fases ZrCr 2 y Zr(Cr0.4 ,Fe0.6 )2 , diferenciando a los picos de mayor intensidad (I>50%) del resto. La fase mayoritaria y muy fácilmente identificable en el diagrama es αZr. En el intervalo 20°≤2θ≤50° (Figura 5), tres líneas intensas de la fase ZrCr2 y otras tres, dos intensas y una débil, de la fase Zr(Cr0.4,Fe0.6 )2 para 2θ entre 42° y 44° pueden ser asociadas a picos que se observan en el diagrama . Otra línea intensa cada fase pueden asociarse también a picos del diagrama ubicados entre los 38° y 39°. Algunas líneas débiles también pueden asociarse a pequeños picos del diagrama (2θ = 30°, 47°) aunque son demasiado pequeños como para resultar referencias confiables. Existen además un par de líneas intensas de estas fases que coinciden con los intensos picos de la matriz αZr. CONGRESO CONAMET/SAM 2004 10μ Figura 1. Microestructura de la aleación B4 ‘as cast’. 500X, microscópico óptico. 10μ Figura 4. Diagrama EDX correspondiente a las estructuras laminares de la Figura 3. En algunos casos se observan pequeños corrimientos (<0.5°) de los picos respecto de las líneas del diagrama, por ejemplo, para las que se ubican a 2θ ≈ 39°. Variaciones de este tipo pueden deberse a tensiones residuales o a pequeñas variaciones en la estequiometría de los precipitados Zr(Crx,Fe1-x)2 debido a la estructura de fundición de la muestra. Figura 2. 1000X. Luz polarizada, microestructura de fundición. CUENTAS 4000 3000 Zr Z r C r2 2000 Z r C r2 i n t e n s a s ( I > 5 0 % ) 1000 Z r ( C r0.4 , F e0.6 ) 2 Z r ( C r0.4 , F e0.6 ) 2 i n t e n s a s 450 375 300 225 150 20 Figura 3. 2080X (SEM). Estructura laminar eutectoide. En el intervalo 50°≤2θ≤110° (Figura 6) existen varias coincidencias entre picos del diagrama y líneas del ZrCr2 para 2θ = 55°, 60°, 66°, 71° y 75° y en 2θ = 73° y 76° para Zr(Cr0.4 ,Fe0.6 )2. Nuevamente varias líneas intensas de estas fases se superponen con las mucho más intensas de la matriz αZr y varias líneas débiles de ambas fases podrían asociarse a los débiles picos de alto ángulo del diagrama. 24 28 32 2 θ (°) 36 40 44 48 Figura 5. Diagrama de DRX para la aleación B4, 20°≤2θ≤50°. Para obtener una estructura de equilibrio se realizó un tratamiento térmico de 96 hs a 950°C. Como resultado del mismo se observó la desaparición de las estructuras laminares de tipo eutectoide y la formación de grandes precipitados globulares. Diagramas EDX indican una composición global de: Zr: 25.1 ± 0.2 %at. Cr: 50.8 ± 1.3 %at. Fe: 23.1 ± 1.3 %at. CONGRESO CONAMET/SAM 2004 800 Zr ZrCr 2 ZrCr 2 intensas (I>50%) Zr(Cr 0.4,Fe 0.6)2 Zr(Cr 0.4,Fe 0.6)2 intensas CUENTAS 600 300 250 200 150 50 60 70 80 90 100 110 2 θ (°) pulidas mecánicamente y luego lavadas con acetona en un equipo de ultrasonido. A estas láminas se les incorporó hidrógeno usando el método de carga catódica. Para esto se sumergieron las muestras (cátodo) en una solución de ácido sulfúrico muy diluida en agua destilada y se hizo circular por el electrolito una corriente de 0.2 A con la solución a una temperatura de 84±2°C durante períodos de 30’ a 10 h. Como resultado se obtuvieron 13 láminas con concentraciones dentro del intervalo de 95 a 720 ppm. Luego se recocieron 4 h a 550°C en atmósfera de argón para homogeneizar la distribución de hidruros depositados como una capa superficial en las láminas, como se observa en la Figura 8. Figura 6. Diagrama de DRX para la aleación B4, 50°≤2θ≤110°. en la que se observa una variación en composiciones respecto de las estructuras laminares en la aleación ‘as cast’. Se ve una disminución de la composición de Zr y un aumento de la de Cr en un 8% aproximadamente. La composición de hierro se mantiene en los mismos valores. Por otra parte la matriz αZr tiene una composición: Zr: 90.4 %at. Cr: 4.5 %at. Fe: 4.56 %at. similar a la aleación ‘as cast’. La Figura 7 muestra la microestructura luego del tratamiento térmico (200X), en ella se observan los granos de la fase αZr en tonos oscuros los precipitados coalescidos brillantes. Figura 8. Las líneas que se observan en la matriz αZr son hidruros (300X). La muestra contiene 719 ppm H. 3.4 Experiencias con DSC A partir de las láminas recocidas se cortaron muestras de dimensiones 4 x 4 x 1 mm para el DSC. Se realizaron tres corridas sucesivas hasta Tmax = 550°C a cada muestra a una velocidad de calentamiento de 20°C/min. Luego de 5 minutos a 550°C se inició el enfriamiento a la misma velocidad. Una curva calorimétrica típica se observa en la Figura 9, en donde se indican los puntos de la curva asociados con las temperaturas de solubilidad terminal en disolución y precipitación, TSSd y TSSp. 10 μ Figura 7. Microestructura de B4 luego de un recocido de 96 h a 950°C (200X). Es probable que el cambio en composiciones se deba a la formación de fases de equilibrio. Será necesario realizar análisis con microsonda electrónica para establecer con mayor certeza la composición global de los precipitados y las fases presentes. 3.3 Hi druración De la aleación B4 se cortaron 14 láminas de dimensiones aproximadas 20 x 10 x 1 mm que fueron 4. RESULTADOS Y DISCUSIÓN En la Figura 10 se observa la línea de solvus para la aleación B4. Se han descartado los valores de TSSd de la primera corrida, utilizándose un promedio de los valores obtenidos en la segunda y tercera. Se observa además la línea de solvus para el Zircaloy-4, determinada en un trabajo previo, [7]. Para una dada concentración de hidrógeno, la temperatura de disolución es mayor para la aleación B4 que para el Zircaloy–4. De acuerdo a la información que existe en la literatura, los hidruros en las fases AB2 no forman estructuras cristalinas [8]. De modo que no hay un cambio de fase a ser detectado por el DSC como ocurre en el proceso de disolución de hidruros en fase αZr u otros metales formadores de CONGRESO CONAMET/SAM 2004 hidruros como el Ti y Hf, cuyos hidruros tienen estructuras cristalinas (cúbicas, tipo fluorita –CaF2 –) diferentes a la de la matriz, [9,10]. Por otra parte, en la micrografía de la Figura 8 se observan hidruros en la matriz αZr. Evidentemente la transformación detectada por el DSC corresponde a la disolución de los hidruros en fase αZr. 20 Curva DSC Rampa de Temperaturas 500 400 TSSp 10 0 300 -10 200 TSSd -20 Potencia (mW) Temperatura (°C) 600 100 0 10 20 30 40 50 -30 60 Tiempo (min) Figura 9. Curva calorimétrica de una muestra que contiene 95 ppm H. De acuerdo con la composición de la aleación B4 (Tabla 1), los diagramas obtenidos con las técnicas EDX, DRX y la microestructura de dos fases que se distingue en las micrografías de las Figuras 1-3 y 7, en la aleación B4 existe fase αZr (matriz) y fases de Laves (precipitados) Zr(Cr,Fe)2 y ZrCr2 . 600 4.1 Hidruros en fase α Zr La concentración de hidrógeno medida en ppm-H en peso se define como: ìgrs de H (2) [H ppm] = grs de muestra(B4) El valor medido es entonces el contenido de hidrógeno global de la muestra. Consideremos por un momento que todo el hidrógeno contenido en la muestra se encuentra precipitado como hidruros en la fase αZr. Dado que el número de átomos de Zr en dicha fase es: N Zr (en áZr ) = M ⋅ f Zr ⋅ [Zr] mZr (3) donde M es la masa de la muestra, fZr es la fracción en peso de Zr en la aleación, mZr es la masa atómica del Zr y [Zr] la fracción atómica de Zr en fase α. La fracción atómica de hidrógeno en fase αZr sería entonces: N H(totales) [H ppm] ⋅ m Zr ⋅ 10 −6 H (4) = = áZr N Zr (en áZr ) f Zr ⋅ m H ⋅ [ Zr ] donde NH(totales) es el número total de átomos de hidrógeno en la muestra y 10-6 un factor de conversión de unidades. Haciendo esta consideración obtiene la curva C2 de la Figura 11, que ajusta los valores de TSSd vs H/Zr(enαZr) (puntos con cruz en la Fig. 11). En la Figura 11 se observa también la curva C1, que ajusta los valores de TSSd vs H/B4 (puntos vacíos) y la línea de solvus para el Zircaloy-4 (línea punteada). Como se ve, la coincidencia de con la línea de solvus del Zircaloy–4 es mucho mayor que en el gráfico de la Figura 10. Sin embargo C2 se ubica levemente por debajo del solvus del Zircaloy-4. 500 600 300 500 T eut=550°C C1 C2 Zircaloy-4 Aleación B4 200 100 0.00 0.01 0.02 0.03 0.04 0.05 0.06 0.07 400 T(°C) T(°C) 400 300 X (H/M) Solvus del Zry-4, [7] TSSd vs H/B4 (C1) TSSd vs H/Zr enααZr (C2) 200 Figura 10. Líneas de solvus obtenidas para Zircaloy-4 y la aleación B4, considerando concentraciones globales de hidrógeno en ambos casos. 100 0.00 0.02 0.04 0.06 0.08 0.10 X No podemos establecer a priori la proporción de fases Zr(Cr,Fe)2 y ZrCr2 presentes, pero si se puede establecer la proporción total de Zr en fase AB2 y de Zr en fase α. Esta es: Zr [ Zr] = = 0.783 at. (1) B4 AB2 [AB2 ] = = 0.217 at. B4 Figura 11. Líneas de solvus de B4 considerando TSSd vs H/B4 y TSSd vs H/Zr(enαZr), donde H/B4 y H/Zr (enαZr) son las fracciones atómicas definidas en las ecuaciones (1) y (4) respectivamente. Dado que la solubilidades del hidrógeno en Zr y en Zircaloy esencialmente iguales [7,11], es evidente que el incremento de la solubilidad que implica esta diferencia CONGRESO CONAMET/SAM 2004 con la línea de solvus del Zircaloy–4 debe atribuirse a que una fracción del contenido total de hidrógeno en volumen se encuentra en las fases AB2 , hecho previsible desde un punto de vista termodinámico. En el intervalo de concentraciones 76-524 ppm, esta diferencia no es detectable en el extremo inferior del intervalo, pero crece gradualmente hasta llegar al 20% de la concentración global para el extremo superior. El comportamiento observado indica que en estas aleaciones ocurre una partición de la concentración de hidrógeno en las fases αZr y AB2 , similar al observado por Khatamian en la aleación ZrNb y por los autores en Zircaloy–4 irradiado con neutrones en reactores de potencia. [6,12] 5. CONCLUSIONES Los estudios realizados con EDX y XRD a la aleación B4 indica la formación de fases de Laves de tipo AB2 ZrCr2 y Zr(Fe,Cr)2 . En las micrografías de muestras hidruradas se observan hidruros en fase αZr. Los resultados de la caracterización del material y los valores de TSSd obtenidos en las corridas en DSC indican que en la aleación se produce una partición de la concentración global de hidrógeno entre la matriz αZr y las fases de Laves de tipo AB2 . Esta partición es dependiente de la concentración de hidrógeno de al muestra. Las fases AB2 llegan a alojar hasta un 20% de la concentración global para valores superiores a 500 ppm. 6. REFERENCIAS [1]. D. Shaltiel, I. Jacob, D. Davidov. Journal of Less Common Metals, 53 (1977) 177-131. [2]. Y. Hatano, R. Hitaka, M. Sugisaki, M. Ha yasi. Journal of Nuclear Materials, 248, (1997), 311-314. [3]. Y. Hatano, K. Isobe, R. Hitaka, M. Sugisaki. Journal of Nuclear Science and Technology. Vol. 33, N° 12, (1996), 944-949. [4]. F. Lefebvre, C. Lemaignan, Journal of Nuclear Materials. 171 (1990) 223. [5]. McMinn, E. C. Darby y J. S. Schofield. Zirconium in the Nuclear Industry: Twelfth International Symposium, ASTM STP 1354, (2000), pp. 173– 195. [6]. P. Vizcaíno, A. D. Banchik, J. P. Abriata. Journal of Nuclear Materials, 304/2-3, (2002), pp. 96-106. [7]. P. Vizcaíno, A. D. Banchik, J. P. Abriata. Metallurgical and Materials Transactions A. Vol. 35A, N°. 8, (2004), pp. 2343-2349. [8]. D. 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