CREEP Y TENSION UMBRAL EN MATRIZ Y COMPUESTO DE ALUMINIO CON FIBRAS CORTAS OBTENIDO POR HOT PRESSING

CONGRESO CONAMET/SAM 2004
CREEP Y TENSION UMBRAL EN MATRIZ Y COMPUESTO DE
ALUMINIO CON FIBRAS CORTAS OBTENIDO POR HOT PRESSING
M. F. Moreno(1,2) y C. R. J. González Oliver(1, 2)
(1)
Centro Atómico Bariloche, Bustillo 9500, S. C. de Bariloche, Argentina,
[email protected]
(2)
Consejo Nacional de Investigaciones Científicas y Técnicas, Bustillo 9500, S. C. de Bariloche, Argentina,
[email protected]
RESUMEN
Un compuesto de matriz de aluminio reforzado con 5% vol. de fibras cortas de carburo de silicio y su
matriz sin reforzar, fabricados por pulvimetalurgia (PM) fueron estudiados mediante creep en compresión a
distintas velocidades de deformación y en el rango de 300 a 500°C. Las curvas de creep de ambos materiales
mostraron el comportamiento típico de un material con tensión umbral τ0; cuyo valor se estimó en 6.31 MPa para
la matriz a 400 °C y de 6.43, 8.76 y 11 MPa a 350, 400 y 450 °C respectivamente para el compuesto. Se
comprobó que τ0 obedece un mecanismo activado térmicamente cuya energía es aproximadamente de 17 kJ/mol.
Se comprobó la presencia partículas nanométricas de óxido de aluminio dispersos en la matriz y en el
compuesto, los cuales provienen de la inevitable película de óxidos e hidróxidos formada en el polvo metálico.
Reduciendo la tensión a un valor efectivo τ−τ0 se obtiene el exponente de power law creep dentro de valores de
n=4.3 a 4.85, lo que corresponde a un mecanismo de trepado de dislocaciones en ambos materiales. En el
compuesto, la energía de activación fue estimada entre 167 y 125 kJ/mol, cercano al valor de entalpía de
autodifusión del aluminio puro de 143.4 kJ/mol por lo que el proceso de creep en el compuesto es controlado
exclusivamente por la deformación de la matriz.
Palabras Claves: creep, compuestos de matriz metálica, fibras cortas cerámicas, tensión umbral.
1. INTRODUCCIÓN
1.1 Creep en compuestos de matriz metálica.
Si bien existen distintos tipos de compuestos
de aluminio con refuerzos discontinuos cerámicos
(MMC), los cuales varían en la composición de la
matriz, refuerzo y método de fabricación, estos han
demostrado tener propiedades atractivas relativas a la
resistencia a la deformación por creep [1-5] cuando se
los compara con sus respectivas matrices sin reforzar.
Una evidencia clara es mostrada en un gráfico doble
logarítmico[1-4] de velocidad de deformación γ’ o ε’
vs. tensión τ o σ (normales o corte respectivamente),
las cuales pueden estar normalizadas: γ’ por el
coeficiente de difusión DL y τ por el módulo de corte
G. Comparando datos a una temperatura y tensión
dadas γ’ del compuesto es notablemente menor
(incluso órdenes de magnitud: o.m.) respecto de su
matriz. Además dicha curva aumenta su pendiente
(expresada por el exponente aparente nap= δ(lnγ) / δ
(lnτ)) a medida que τ disminuye, y la energía de
activación aparente es mucho mas elevada que la
correspondiente a la de autodifusión del aluminio puro
ΔHL= 143.4kJ/mol. Este es un comportamiento
“anómalo” respecto de muchos materiales puros [6-7]
(metales u óxidos) los cuales tienen un exponente bien
definido (n=4.4-5) que se mantiene constante dentro
de un régimen de tensiones definido como mecanismo
de “power law creep” (PLC):
ε’ k T/ bG =A1 (σ/G)n D0 exp(-ΔHL/RT)
(1)
donde D0 es factor preexponencial, k es la constante
de Boltzmman, b el vector de Burgers, R es la
constante universal de los gases, T la temperatura
absoluta y A1 es una constante que vale 2.5x106 para
el aluminio. Dicha anomalía ha sido explicada a través
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de la introducción del concepto de tensión umbral, a
seguir.
1.2 Tensión umbral.
La tensión umbral τ0 se ha reconocido como la
responsable de reducir la tensión aplicada tal que por
debajo de su valor no se detiene todo proceso de
deformación. Esta observación inicialmente aplicada a
las superaleaciones [8] fue incorporada a los MMC
con aceptación [1-4, 9, 10] aunque aun hoy en día no
está claro el mecanismo microestructural que origina
la misma. Los materiales producidos por PM poseen
valores no despreciables de τ0, e incluso muy altos
(como los producidos por mechanical alloying [4, 10])
mientras que en los MMC producidos por metalurgia
de fusión τ0 es relativamente menor a los primeros [9].
La existencia de finos óxidos de alúmina y otros
óxidos amorfos y carburos de tamaño nanométrico
[10] en los PM-MMC es asociada a la tensión umbral
y claramente el refuerzo del tipo fibras o partículas de
dimensiones micrónicas no representan un obstáculo
efectivo al movimiento de dislocaciones.
12]. La muestra sin refuerzo A81 también mostró leve
orientación de los granos de manera similar a la de las
fibras en N5. Las probetas de compresión fueron
cortadas por electroerosión en cilindros de 6 mm de
diámetro Φ y su longitud L0 correspondió al espesor
de la muestra final de HP. La relación de aspecto de
las probetas inicial L0/Φ estuvo entre 0.85 y 1.1. Los
ensayos
de
compresión
fueron
realizados
comprimiendo las caras (lubricadas con BN) de los
cilindros en dirección axial paralela a Z, en máquinas
universales de ensayo (Instron 5567 y MTS 810)
usando dos modos de control: de desplazamiento ΔL
a velocidad constante (CD) y de carga P constante
(CC). Se usó un reactor para mantener vacío y
condiciones isotérmicas a temperaturas de 300, 325,
350, 400, 450 y 500 °C estabilizada en ± 1°C [5]. Las
velocidades de deformación se extendieron desde 0.5
a 1x10-7 s-1. Se estudiaron muestras previas al creep
mediante microscopía óptica, de barrido de electrones
(SEM Philips) y de transmisión de electrones TEM
operado a 200 kV (Philips CM200). Las muestras para
TEM se adelgazaron por pulido mecánico y ataque de
jet electroquímico [5] y por la acción de un afinador
iónico (Edwars IBT).
2. EXPERIMENTAL
Las muestras corresponden a dos composiciones
estudiadas previamente [5] producidas por hot
pressing HP [11] a partir de polvo de aluminio puro
AS081 (Eckart-Werke, Alemania) como composición
matriz. El refuerzo corresponde a fibras de carburo de
silicio Nicalon (Nippon Carbon, Japon) de 12 a 15 μm
de diámetro y 200-400 μm de longitud. El compuesto
N5 con un 5% vol. de fibras mostró un arreglo
aleatorio de fibras en un plano perpendicular (figura 1a) a la dirección Z de carga durante el HP. La
micrografía SEM de figura 1-b muestra la distribución
de los granos de la matriz evidenciando un buen
pegado dada la densidad alcanzada durante el HP [5,
Figura 1. a) Orientación de fibras en N5. b) Detalle de
los granos de la matriz y las fibras Nicalon.
Figura 2. Ensayos CD de A81 y N5: plateaus de σtrue.
Figura 3. Ensayos CC para obtención de las
velocidades mínimas de creep de A81 y N5.
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3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN
Las curvas de tensión normal real (σtrue= P[1(ΔL/L0)]/(πΦ2/4)] vs. deformación real (εtrue=ln(1ΔL/L0)) en CD mostraron un plateau de tensión
constante que se extendió desde escasas hasta grandes
deformaciones (0.1 a 0.6-0.8). A εtrue>0.3 se evidenció
deformación localizada lateral (“barreling”). La figura
2 ejemplifica que σtrue constante fue típica para todos
los ensayos, material y condición; demostrando el
comportamiento plástico de la matriz en el régimen de
temperaturas de 0.6-0.83Tm, (Tm : fusión del Al). Se
definió arbitariamente una paralela a la parte lineal [5]
desplazada en εtrue= 0.01 para intersectar cada curva y
Figura 4. Comportamiento de A81 y N5 respecto del
aluminio puro ,datos tomados de de Ref. [8].
vacíos). A efectos comparativos con resultados de la
literatura se convirtieron la tensiones y velocidades
normales a las equivalentes de corte usando σ=2τ y
ε’=2γ’/3. La figura 3 muestra ensayos CC donde una
deformación γ relativamente baja es necesaria para
alcanzar un régimen estable donde se calcula la
velocidad mínima; su tensión de referencia es
levemente menor que τINICIAL dado el aumento de la
sección instantánea de la probeta. Todos los datos de τ
y γ’ a distintas temperaturas se resumen en la figura 4
donde τ fue normalizada por el módulo de corte, que
disminuye con T como G = 3.022x104-(16 T) [MPa],
y γ’ normalizada por el DL del Al puro. Es destacable
el apartamiento “anómalo” de A81 respecto del Al
99.9% [8] el cual obedece al mecanismo PLC (los
datos de [8] fueron convertidos a γ’/DL y τ/G). Si bien
A81 tiende a agrupar sus puntos de distintas T como
el Al, lo hace alejándose o.m. en ordenadas a medida
que τ/G disminuye. El compuesto N5 a 350 y 400 °C
repite el comportamiento de A81 pero agrupado y
desplazado levemente a τ/G mayores, si bien los
puntos de 450 °C son cercanos a los de A81. En todos
los casos a medida que disminuye la tensión la
pendiente de la curva definida por los puntos se hace
mayor. Similar comportamiento tienen materiales del
tipo ODS base Al [4-10], los cuales contienen
intencionalmente dispersoides reforzantes ultrafinos.
En esta instancia es importante notar que la matriz sin
reforzar A81 en realidad se comporta como un
material ODS debido a cambios microestructurales
provienentes de su fabricación via PM, a pesar que su
composición nominal es solo Al. Esto tiene
implicancias ya que se espera que la plasticidad de la
matriz controle la deformación en el compuesto N5.
Los puntos de la figura 5 representan los datos sin
normalizar agrupados en curvas que tienden a ser
verticales al disminuir τ. Para N5, a menor T cada
grupo de puntos se desplaza a mayores tensiones pero
manteniendo la curvatura característica citada. La
misma puede evaluarse con el nap de la figura 6, donde
los valores son mayores a 4.4-5 esperado para el Al
puro[5] y aumentan según τ disminuye, es decir
Figura 5. Curvas de creep γ’ vs. τ para A81 y N5.
obtener una tensión de referencia σ0.01 que represente
los plateaus. Solo a altas velocidades de deformación
la diferencia entre σ0.01 y el plateau no es despreciable
(ensayos a 0.5 s-1de la figura 2: círculos y cuadrados
Figura 6. nap de A81 y N5 calculado de la figura 5.
obedecen el comportamiento de tension umbral
(TSB). Usando valores de corte e introduciendo τ0 en
(1) se reduce la tensión a un valor efectivo como:
γ’ k T/ bG = A [(τ-τ0) /G] n D0 exp(-Qc/RT)
(2)
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donde n representa el exponente verdadero de creep y
Qc es su energía de activación. A es una nueva
constante mientras no cambie el mecanismo de
deformación. A una T dada podemos obtener una
regresión del tipo γ’(1/n) vs. τ usando los puntos de la
figura 5. Extrapolando dicha regresión [1-2] hasta
γ’(1/n) = 0 obtenemos el valor de la τ0 que anula la
velocidad de deformación. La elección de n “a priori”
queda acotada por los posibles mecanismos de creep
[2, 5] de PLC en el rango de τ/G estudiado. Sabemos
que n= 4.4-5 representa el trepado de dislocaciones a
alta temperatura, mientras que n=3 es para
deslizamiento de borde grano y n=8 corresponde a una
subestructura constante. Como resultado, las
regresiones se graficaron en las figuras 7 a), b) y c).
En 7.a se ve como los puntos logran un buen ajuste
lineal con los n elegidos. Para 400 °C los datos de
mayor γ’ se descartaron pero podrían haberse
corregido eligiendo la tensión de plateau (Fig. 2) en
lugar de σ0.01(luego convertido a τ) y así extender la
validez de dichas regresiones. También se usaron n
similares (4.4, 4.55, 5 cuyas regresiones no se
graficaron) buscando un cálculo mas exacto. Los
resultados resumidos en la tabla I muestran que el
ajuste es similar y el τ0 resultante de la regresión varía
como máximo en un 7% (en A81). El primer criterio
de selección de n (4.4 o 4.7 por ejemplo) fue el de
mayor R2. Luego se hizo una verificación mas exacta
graficando γ’ despejada de (2) con los
correspondientes n y τ0. Dichas gráficas se
representaron la figura 5 donde las curvas de ajustes
corresponden a los n definitivos (en negrita de la tabla
I). Dichas curvas tienden a la verticalidad al disminuir
τ convergiendo a los valores de τ0 cuando γ’ tiende a
10-10 s-1. Esto corresponde a las curvas del tipo
“vertical line” con TSB mostradas por otros materiales
PM reforzados con partículas o whiskers [1-4]. Mas
allá de 10-10 s-1 se supera el límite práctico de
medición, por ejemplo una probeta de 6 mm tardaría
29 días en deformar solamente 1 μm (ΔL/L0= 1.6x104
). En este trabajo las velocidades mas bajas, del orden
de 10-7 s-1, se obtuvieron con ensayos CC luego de 1012 hs. de estabilizada la deformación
Tabla I. τ0 para A81 y N5 en función de n.
Mat.
Temp,
.n
R2
τ0, MPa
°C
A81
400
4.4
5
6.31
5.85
0.979
0.977
350
4.4
11
0.992
400
4.7
4.4
4.7
4.4
8.76
9.08
6.31
6.43
0.985
0.921
0.997
0.99
N5
450
Figura 7. Obtención de τ0 por regresión lineal usando
a) n= 4.4 y 4,7; b) n=3 y c) n=8.
(Fig. 3). En los gráficos 7b) y c) resultantes de γ’(1/n)
vs. τ se usó n= 3 y 8 resultando en ajustes que pierden
marcadamente la linealidad y confirman la elección de
los n de la tabla I como exponentes adecuados para el
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cálculo de los τ0. Los valores absolutos de τ0 resultan
razonables, y son similares otros materiales PM [1, 9].
Previamente [5] se ha observado por TEM que A81
posee un fina dispersión partículas de óxido de
aluminio y lo mismo en el compuesto N5; similar a
otros análisis en polvos con proceso HP [13], el cual
rompe y dipersa la película del polvo por acción del
contacto entre los granos. Si bien está relación entre la
dispersión nanométrica y τ0 no es clara [1-2, 9] se
descarta que las fibras generen τ0. Hay que notar que a
400 °C la relación τ0(N5)/ τ0(A81) es 1.4. Esta
diferencia puede estar originada en otro fenómeno
como la transferencia de carga [1, 13], dada por la
presencia de fibras de carburo de silicio. Los valores
τ0 para N5 muestran un proceso activado que se
expresa como:
τ0/G= B0 exp (Q0/RT)
(3)
fenómeno probable [1, 14], si bien no es el objetivo de
este trabajo, hay que mencionar que es mas evidente
en MMC reforzados con fibras cortas que con
partículas. El mismo está relacionado con la
orientación, relación de aspecto del refuerzo (longitud/
diámetro = 25 para fibras Nicalon) y por supuesto la
fracción volumétrica presente (5% vol. en N5). Por lo
tanto, la corrección de τ en (2) desplazaría por
ejemplo los puntos de N5 a 400 °C a γ’mayores hasta
coincidir con los de A81 (Fig.7). Igualmente [2] se
puede hacer una estimación de la energía de
activación de N5 agrupando los parámetros
dependientes de T de la ecuación (2) y aplicando
logaritmo, de modo que a un valor dado de tensión
efectiva τ-τ0 se tiene:
ln (T G n-1 γ’) = constante - Qc/RT
(4)
Entonces intersectando puntos γ’de N5 de igual τ-τ0 a
donde B0 es una constante y Q0 es la energía de
activación, que calculada entre 350 y 450°C (figura 8)
resultó igual a 16.9 kJ/mol lo cual está en el límite
inferior de materiales similares (entre 19 y 28 kJ/mol
[9]). Con datos aislados de A81 a 300, 325 y 350 °C
(Fig. 4) y usando la ecuación (2) se obtuvieron τ0 que
según (3) representan una energía Q0 de 10.3 kJ/mol,
menor que la correspondiente a N5.
Los puntos de la figura 5 pueden expresarse en
términos de la tensión efectiva τ-τ0 y regraficarse para
que los puntos de cada temperatura se alineen
razonablemente como muestra la figura 9. La
pendiente de ajuste “recuperada” de cada serie es muy
cercana a cada n correspondiente de la tabla I; es decir
los τ0 usados para corregir la tensión resultaron de una
elección acertada de los n. Para N5 a 450 °C se
hicieron dos ajustes: con τ0=6.31 y 6.43 MPa y los
resultados fueron pendientes de 4.43 y 4.85, similares
las de tabla I. A 400 °C no se usaron los puntos de
mayor velocidad γ’ para los ajustes de A81 y N5
(pendientes 4.55 y 4.54). Dichas rectas dejan claro que
existe una diferencia de γ’ que no es despreciable
(menor a 1 o.m.) a una misma tensión efectiva; es
Figura 8. Energía de activación de τ0 para N5.
decir que internamente en la matriz del compuesto N5
la deformación es menor que en A81. Esto
confirmaría el efecto de transferencia de carga como
Figura 9. Exponentes de creep resultantes de reducir
la tensión usando los τ0.
Figura 10. Energía de activación de creep calculada
en dos tensiones efectivas (τ− τ0) distintas para N5.
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350 , 400 y 450 °C en la figura 7 se puede hacer el
cálculo mencionado. En este caso se eligieron dos
valores de (τ-τ0): 1 y 9 MPa; los puntos incorporados
en la ecuación (4) se grafican en función de 1000/T y
la pendiente se convierte en energía de activación. En
este caso se usó n= 4.7 en las tres temperaturas, es
decir en la figura 7 para 450 °C se intersectó la línea
continua de N5 (pendiente: 4.85). Los ajustes de la
figura 8 son de 167 y 125 kJ/mol, los mismos definen
un intervalo muy cercano a ΔHL= 143.4 kJ/mol del
aluminio puro. El procedimiento de obtención de Qc
descripto anteriormente fue repetido para τ0
calculados por regresiones lineales γ’(1/n) vs. τ usando
n= 8 y como resultado la Qc obtenida es del orden de
180 kJ/mol alejándose del valor ΔHL esperado. En ese
sentido este trabajo basado en la referencia [5] es mas
profundo, corrige y complementa su análisis previo.
El exponente 8 representa el mecanismo de control de
la deformación por una subestructura constante; el
mismo ha estado en debate [2-3] respecto de n=5
debido a la ambigüedad de su obtención; por lo que la
Qc es un buen criterio para confirmar cual exponente
es el que representa el mecanismo de deformación.
4. CONCLUSIONES
La matriz sin refuerzo y un compuesto de aluminio
puro con 5% vol. de fibras de SiC obtenidos por
pulvimetalurgia fueron estudiados para evaluar su
resistencia al creep entre 300 y 500 °C. Los ensayos
de compresión a desplazamiento controlado mostraron
una temprana estabilización a tensión verdadera
constante, en toda condición de temperatura y
velocidad.
El
nivel
de
tensión
aumentó
alternativamente al disminuir T o aumentar la
velocidad de deformación.
El comportamiento a una temperatura fija demostró
que los materiales responden a tensión umbral ya que
aumenta el valor del exponente aparente al disminuir
la tensión. Dicha tensión umbral pudo calcularse
evaluando mas de 6 órdenes de magnitud en velocidad
de deformación. Aplicando el método de regresión
lineal con exponentes de creep n cercanos a 4.4-5, la
tensión umbral para el compuesto disminuye con el
aumento de T, la cual fue caracterizada por un proceso
activado con una energía cercana a 17 kJ/mol. A 400
°C la tensión umbral es 40% mayor que en la matriz
sin reforzar, probablemente debido al efecto de
transferencia de carga por presencia de las fibras . Una
dispersión nanométrica de óxido de aluminio fue
detectada por TEM en ambos materiales, la cual se la
relaciona al origen de la tensión umbral.
Reduciendo la tensión con la tensión umbral se
verifica que los exponentes n verdaderos de power law
creep en ambos materiales están entre 4.33 y 4.85.
Este exponente indica que el proceso de trepado de
dislocaciones controla la deformación a alta
temperatura. Realizada la reducción a tensiones
efectivas se comprobó que existe una diferencia de
velocidades de deformación originada probablemente
por la transferencia de carga a las fibras micrónicas.
La energía de activación de creep el compuesto,
calculada entre 350 y 450°C quedó acotada entre 160
y 125 kJ/mol lo que representa un buen acuerdo con la
energía de activación para la autodifusión del
aluminio puro. Este cálculo deriva de exponentes
cercanos a 4.4-5 representante, lo que descartaría el
mecanismo de subestructura constante que está
definido por n=8.
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