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Jornadas SAM - CONAMET - AAS 2001, Septiembre de 2001
951-958
DEFORMACIÓN A ALTA TEMPERATURA DE COMPUESTOS (MMC)
DE PULVIMETALURGIA (PM), DE MATRIZ DE AL REFORZADO
CON SICf
Mario F. Moreno 1 y Carlos J. R. González Oliver 1, 2
1
Complejo Tecnológico Pilcaniyeu (Nu.Ma.Di.)- Centro Atómico Bariloche –
Av. Bustillo 9500- (8400) S. C. de Bariloche- Río Negro.
2
Consejo Nacional de Investigaciones Científicas y Técnicas.
RESUMEN
Los materiales MMC reforzados con fibras cortas exhiben a altas temperaturas una
mayor tensión de fluencia para fracciones volumétricas de fibras f crecientes. Para una dada
temperatura y fracción f, la tensión de deformación plástica se mostró sensible a los distintas
velocidades de deformación aplicadas ε‘. Se comparan aquí tensiones a ε‘constante (entre 0.5
y 1 x 10-6 s-1) de muestras de Al puro (A81) y MMC’s con f de fibra Nicalon de 0.053 (N5) y
0.116 (N11). Los datos de deformación se ajustaron según el modelo de la tensión
normalizada por la tensión umbral (σo), la cual se estimó para T=673 K, en 10, 13.5 y 15.3
MPa para las composiciones A81, N5 y N11, respectivamente. Los exponentes n de power
law creep que se obtuvieron fueron : 5.3 (A18) y 8.5 (N5 y N11); lo que indicaría que la
deformación de la matriz es activada por el mecanismo de trepado de dislocaciones, y, que en
los MMC es por la invarinacia de la subestructura de grano; ambos mecanismos controlados
por autodifusión volumétrica de Al. Estos valores de n y σo son similares a los que se
obtienen para MMC de PM reforzados con partículas o ‘whiskers’.
Palabras claves
Compuestos de matriz metálica, hot pressing, fibras cortas, creep, tensión umbral
INTRODUCCIÓN
El interés sobre los compuestos de matriz metálica (MMC) reforzados con partículas
cerámicas o intermetálicas se centra en su resistencia al creep a elevados valores de
temperatura homóloga TH en comparación a las matrices sin reforzar. Hasta ahora el estudio a
MMC’s, obtenidos por pulvimetalúrgia, se refiere a aquellos reforzados con partículas o
whiskers; no así con fibras cortas. En este trabajo se estudia el comportamiento en compresión
de estos últimos a alta temperatura y a distintas velocidades de deformación. Se distinguen
claramente el aumento de resistencia en iguales condiciones de ensayo y la tensión umbral, al
aumentar la fracción volumétrica de refuerzo f.
El uso de este tipo de ensayos para caracterizar los MMC tiene dos ventajas. Una es
por motivos prácticos: las muestras experimentales obtenidas por PM son generalmente de
reducidas dimensiones como para extraer probetas de tracción; y , la segunda se basa en
resultados [1] que demuestran que la segunda etapa estacionaria de creep no se desarrolla
completamente en el modo de tracción, pero si en compresión, donde además se pueden
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Moreno y González Oliver
obtener velocidades mínimas de deformación menores que las obtenidas en tensión. En
cualquiera de los casos siempre se encuentran valores anormalmente altos de exponentes n y
de energías de activación. Se trata no solo de probar la efectividad del ensayo, sino también de
cuantificar dichos calores característicos que describen el creep de estos materiales
particulares.
EXPERIMENTAL
Las muestras ensayadas fueron obtenidas por hot pressing [2] a una presión de 15
MPa a 630º C (0.95 TH) y en condiciones de vacío del orden de 10-3 torr. La composición de
la matriz usada fue polvo de aluminio puro AS081 Eckar Werke de 20µm de diámetro. Los
contenidos de refuerzo usados fueron de 0, 5 y 11% wt. (equivalentes a 5.3 y 11.6 % vol.) de
fibras cortas Nicalon (Nippon Carbon) de 15µm promedio de diámetro y de 200 a 400µm de
longitud. De estas muestras se cortaron por electroerosión cilindros de 5.8 mm de diámetro en
promedio, los cuales fueron finalmente pulidos en toda su superficie. El eje de cada cilindro
fue paralelo al eje de compresión usado durante el hot pressing. La relación altura/diámetro
previa al ensayo usada mayormente fue de 0.95 a 0.85.
El ensayo de creep se realizó comprimiendo las caras de las probetas contra dos
pistones, los cuales estaban guiados dentro de una matriz. Los pistones y la matriz construídos
en grafito de alta densidad estaban lubricados con nitruro de boro en la zona de contacto con
las probeta. Esto se hizo con el fin de mejorar la lubricación y evitar la adhesión de las
mismas a los pistones. La temperatura fue sensada por una termocupla introducida por un
agujero en la matriz. El conjunto de matriz, pistones y probeta se ubicó dentro de un reactor
de vacío y fue calentado por un horno eléctrico. Se utilizaron máquinas de ensayo universales
MTS 810 (servohidraúlica) e Instron 1123 (mecánica a tornillo) para aplicar rampas de
desplazamiento controlado, en ambos casos.
Las velocidades iniciales de deformación (ε‘0) que se aplicaron cubrieron el mas de 5
órdenes de magnitud: de 0.5 a 5 x 10-7 s-1. La temperaturas de ensayo fueron de 500,
450,400,350, 325 y 300 ºC, equivalente al rango de 0.75 a 0.45 TH, las cuales se mantuvieron
dentro de ±1ºC para cada caso. El estudio mas variado en cuanto a velocidades de
deformación fue realizado a 400 ºC. La carga se midió con las respectivas celdas de carga y el
desplazamiento con LVDT de cada máquina. Ambos datos junto a la temperatura y el tiempo
se adquirieron con un programa especial. Se realizaron rampas de calibración a distintas
velocidades y temperaturas con el conjunto mecánico y sin probeta para corregir las
mediciones de los ensayos.
Las muestras fueron pulidas y atacadas metalográficamente para analizarlas en el
microscopio óptico y en el microscopio electrónico de barrido (SEM Philips).
Se tomaron muestras previas a la deformación para adelgazarlas mediante un jet
electroquímico (Struers Tenupol) de 30% de ácido nítrico diluído en metanol a –(25-50)°C,
las cuales se estudiaron en microscopio electrónico de transmisión T.E.M. Philips CM200.
RESULTADOS Y DISCUSION
Los valores de carga y desplazamiento de ensayo fueron corregidos con las curvas de
calibración y se calcularon los valores de tensión verdadera en función de deformación
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verdadera asumiendo que la probeta deforma en el régimen plástico a volumen constante. La
deformación verdadera (εtrue) queda definida [3] por la relación logarítmica
(1)
εtrue = ln(L/L0) = ln (1- e)
donde L0 es la longitud inicial de la probeta, L la longitud instantánea y e = dL/L0, es la
deformación unitaria. Luego la tensión verdadera σtrue es la tensión aplicada σap corregida por
la variación de área
σtrue= σap (1- e) = P (1- e)/ A0
(2)
donde P es la carga aplicada y A0 el área inicial de la probeta.
En la figura 1 se puede ver un gráfico típico de un ensayo de compresión, donde se advierte en
el inicio de la carga un comportamiento “no lineal”; en tal caso se tomó el tercio medio de la
curva “elástica” y extrapolando a las abcisas se definió el cero de deformación. La pendiente
de la parte lineal representaría la sumatoria de deformaciones elásticas y plásticas localizadas
ya que nunca los apoyos son perfectamente paralelos.
Compression true stress [MPa]
20
18.7 MPa
15
muestra AS81- Al puro
T 400ºC
10
Vel. de def.=5 x 10-4 s-1
L =5.48mm
0
D =5.82mm
5
0
0.00
0
0.01
0.02
0.03
0.04
0.05
0.06
0.07
0.08
ln(1-e)
Fig.1 - Determinación de origen de εtrue y de la intersección σ0.01
Esta pendiente comparada en función de la fracción volumétrica f no mostró gran diferencia,
obteniéndose valores de entre 1 y 4 GPa. Valores similares y el comportamiento “no lineal” de
la primera parte de la curva ya habían sido reportado [4] en ensayos de compresión a
temperatura ambiente de Al puro y reforzado con espinelas cerámicas.
Luego de la parte lineal, se advierte claramente que la deformación permanente se
comporta casi como un “plástico perfecto”, ya que se define una meseta que tiende a un valor
de tensión constante aún a grandes valores de deformación. Este plateau fue la característica
mas importante en todos los ensayos indistintamente de temperaturas, velocidades o f. Esto
indicaría que el compuesto sigue el mismo comportamiento de deformación que el de la
matriz, de lo cual se induce que las fibras solo actúan absorviendo la carga de la matriz, que
no hay ningún proceso de daño de las mismas, aun a grandes deformaciones. Esto proviene de
la baja densidad de distribución superficial de dado su tamaño, de la distribución homogénea
y que las tensiones alcanzadas, son relativamente bajas como para provocar fracturas si se
pusieran en contacto masivamente ente ellas. En la figura 2 se ve para N11 como las curvas de
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Moreno y González Oliver
tensión tienden a un plateau a distintas temperaturas. La distribución de las fibras dentro de
matriz en N11 puede verse en la figura 3;y en la 4, se detalla la microestrucura de N5 donde se
ve la relación de tamaños entre los granos de Al y las fibras de carburo de silicio.
Intersectando una recta paralela a la parte lineal desplazada en εtrue = 0.01 con la curva
σ true - εtrue se define la tensión característica σ0.01, la cual se usa con la velocidad de
deformación para el análisis de creep. A partir de la velocidad inicial de deformación
ε´0 = δe / δt se puede definir la velocidad de deformación verdadera ε´true
ε´true = ε´0 / (1 -e)
(3)
50
350ºC
True stress [MPa]
40
400ºC
30
450ºC
20
500ºC
10
muestras N11
11% Nicalon
5x10-4 s-1
L /D = 0.93-0.95
0
0
0.00
0.05
0.10
ln(1-e)
0.15
0
0.20
0.25
Fig. 2 – N11: Formación de mesetas a distintas temperaturas.
Fig 3 – N11: Distribución de las fibras (95x). Fig. 4 – N5: Granos de Al y fibras (535x).
La relación L/D ~ 2 es muy usada en ensayos de compresión [4-6]. En nuestro caso la altura
original de las muestra de PM nos limita a usar L/D ~ 0.95-0.9. Se pudo detectar la
sensibilidad de σ0.01 a la geometría de la probeta ya que las tensiones de la Tabla 1 son
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muestra
N11
N11
N11
N11
Tabla 1 - σ0.01 obtenidas para distintos L/D.
T [ºC] L0 [mm] φ0 [mm] L/D
ε´0[s-1]
400
5.56
5.83
0.95 4.7a10-5
400
2.865
5.86
0.49 4.7x 10-6
400
5.55
5.82
0.95 9.2x10-7
400
3.22
5.515
0.58 4.8 x 10-7
σ0.01[MPa]
26.8
27.2
22.2
25.3
mayores para L/D menores aún a velocidades de órdenes mas bajos; por esta razón todos los
valores usados en los cálculos siguientes se usó el L/D antes mencionado.
Tensión umbral
El método consiste en extrapolar [7] los datos de velocidad-tensión a la velocidad mas
baja medible. Ese valor se ha definido como 1 x 10 -10 s-1. En la figura 3 los datos de las tres
composiciones se muestran un gráfico log-log para mas comodidad. En nuestro caso hemos
cubierto mas de 5 órdenes de magnitud de velocidad para hacer tal extrapolación, lo cual es
una condición necesaria para la efectividad del método.
La tensión umbral es aquella que hay que superar para que se desarrolle el proceso de
deformación a alta temperatura, y se introduce en la expresión de power law creep como
(4)
ε´true = A D0 b G/kT [(σtrue -σ0)/G]n exp (-QL/RT)
donde A es una constante adimensional , D0 =1.86 x 10-4 m2s-1, b el vector de Burgers, k es la
constante de Boltzmann, T la temperatura absoluta, G el módulo de corte del Al que varía[8]
con la temperatura como [3.022 x 104)- (16 x T)], expresado en MPa, QL=143,2 kJ/mol es la
energía de activación de difusión volumétrica en el Al puro y R la constante
10-5
100
10-6
10-2
10-7
k T / (D G b)
True strain rate [s -1]
10-8
e'
10-6
400°C
A81
N5
N11
10-8
10-10
10-9
10-10
true
10-4
5
10
True stress [MPa]
Fig. 5 - Tensiones umbrales a 400ºC.
n
A81
= 5.3
n
mmc
10-11
400ºC
A81
N5
N11
10-12
10-13
10-14
50
= 8.5
10-4
10-3
(True Stress - Th Stress)/G
Fig. 6 - Exponentes n del Al puro y del MMC.
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Moreno y González Oliver
universal de los gases 8.3144 J/mol K. Si bien las velocidades mas bajas fueron del orden de
5x 10-7 s-1, los valores obtenidos de tensión umbral no están fuera de los esperado para este
tipo de materiales: 10, 13.5 y 15.3 MPa para las composiciones A81 N5 y N11
respectivamente. Una vez normalizados los datos se ajustan aplicando logaritmo natural en la
ecuación 4 y se obtienen los exponentes n. En la figura 4 se ve que los datos se alinean con
una pendiente de 5.3 para la muestra de Al y de 8.5 para las muestras de los compuestos N5 y
N11. Estos valores han sido discutidos en la literatura [8-10], y se han propuesto n=3 para el
proceso de “viscous glide”, n=5 para el trepado de dislocaciones a alta temperatura y n=8 para
subestructura constante. De estos, 5 y 8 son los mas frecuentes. Dichos exponentes
dependerán del ajuste y del método que se elija para calcular σ0, pero mas allá de ello, se
distingue claramente el apartamiento de los compuestos respecto del Al puro y se verifica que
dicha tensión umbral crece en función de la fracción volumétrica como se puede ver en la
figura 7. Si bien no conocemos el origen de esta tensión, el cual se atribuye a la presencia
finas partículas de alúmina, provenientes del proceso pulvimetalúrgico, vemos que es de
utilidad considerarla para calcular los exponentes n. Para evaluar esta posibilidad se estudio
en T.E.M. (200MV) la muestra de la matriz sin reforzar. La figura 7 muestra los granos
orientados según [100] y partículas contaminantes. La difracción de estas partículas resulto en
un conjunto de anillos los cuales se indexaron usando los spots de Al [100] de referencia. En
la Tabla 2 se ordenaron por intensidad y el grupo I , II y III pertenecería a alúmina JCPDS(16394)*.
Tabla 2- Patrón de anillos de las partículas de alúmina
I
1.40Å
1.40Å*
II
2.00Å
1.99Å*
III
2.44Å
2.46Å*
Fig. 7 – Partículas de óxidos dispersos en matriz de A81 (50500x) y sus respectivos anillos en
el patrón de difracción.
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En los MMC, n=8 indicaría que la tensión umbral no se modifica con la
temperatura[10]. En cambio para el caso de n=5 se ha propuesto un proceso activado
térmicamente [9] que lleva a la disminución de σ0 con el aumento de T. Por el momento no
tenemos resultados de σ0 a otras temperaturas como para contrastarlo.
Energías de activación
Se calcularon las energías aparentes de activación a partir de (4)
Qa= R [ln (ε´true1-ε´true2)/(1/T1 - 1/T2)]
(5)
para lo cual se deben tomar las velocidades y temperaturas para una misma tensión σtrue. Dado
que los ensayos fueron a ε´ constante, pocos pares de valores de σ0.01 cumplen esta condición
(para los cuales se consideró una tolerancia de ± 0.5MPa). Los resultados se muestran en la
figura 9 donde los valores de 22 y 23 MPa cumplen lo anterior. El valor experimental es
mayor respecto del QL (Al) =143.2kJ/mol. Si uno considera a variación del módulo de corte con
T y si se introduce una expresión [9] de la tensión umbral tambien con T, σ0= B exp (Q0 /RT) ,
se obtiene una expresión de la energía de
Qc= QL - nRT2 G-1 δG/δT [1+1/[(σ/σ0 )-1] + nQ0 /[(σ/σ0 )-1]
(6)
activación de creep. Usando los valores para T=648 K, n= 5.3, σ=23MPa, σ0=10MPa la
variación de G(T) y Q0 =19.3kJ/mol, del segundo término del miembro derecho de (6)
sumaría 14kJ/mol y el tercero aporta otros 79kJ/mol haciendo que Qc=236kJ/mol el cual se
aproxima bien a los 209 kJ/mol calculados según (5) para la muestra A81 de la figura 9.
Respecto a las diferencia de las Qa de los MMC con QL es necesario conocer
concerteza la variación de σ0 con la temperatura, y aplicarla como en el caso anterior, ya que
el aporte de energía por variacion de G con T no cubre tales diferencias.
10 -2
8.0x10-4
14
7.0x10-4
13
12
6.0x10-4
11
Th Stress/G
Th Stress [MPa]
15
True strain rate, s-1
16
Q =209kJ/mol
a
10 -3
Q =189kJ/mol
a
10 -4
Q =271kJ/mol
a
10 -5
A81 23MPa
N5 23MPa
N11 22MPa
400ºC
10
5.0x10-4
0
2
4
6
f vol.
8
10
10 -6
12
0.0013
Fig.8- Tensión umbral (Th).
0.0014
0.0015
0.0016
1/T
0.0017
0.0018
Fig. 9- Energías aparentes de activación.
CONCLUSIONES
El ensayo de compresión reveló que el aumento de las velocidades de deformación
impuesta y de fracción f , resulta en mayores tensiones de fluencia. El comportamiento en la
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Moreno y González Oliver
región de la deformación plástica tiende marcadamente a un valor constante de tensión y
estaría controlado completamente por la matriz en las 3 composiciones estudiadas. No se
detectó evidencia de daño o interacción entre las fibras que modifiquen lo anteriormente
descripto.
La normalización de la tensión con la tensión umbral resultó efectiva para definir los
exponentes n, los cuales indican el proceso de control por trepado de dislocaciones en la
matriz sin reforzar y por la subestrucrura en los materiales compuestos.
La matriz y los MMC mostraron energías aparentes de activación mayores que las
esperadas para el aluminio puro; lo cual sería resultado de la introducción de contaminación
durante el proceso pulvimetalúrgico, indistintamente si contienen fibras o no. En el aluminio
puro el aporte de la tensión umbral acercó los valores calculados alos experimentales.
AGRADECIMIENTOS
Los autores agradecen a los organismos S.E.C.yT./ C.O.N.I.C.E.T por el apoyo
financiero. También se agradece la colaboración técnica de los señores C. Talauer, P.
Riquelme, y C. Gomez, C. Cotaro en la operación del S.E.M., y el apoyo en microscopía de
transmisión del Dr. Alfredo Tolley (todos del Centro Atómico Bariloche).
REFERENCIAS
1. Pandey A.B. et al; Steady State creep behaviour of an Al-Al2O3 Alloy, Acta
Metallurgica, Vol aa45 Nº 3, pp. 1297-1306,1997.
2. M.F. Moreno, G.Urretavizcaya and C.González Oliver; Hot-pressing densification of Al
(Al/Cu)- short Al2O3 fibres mixtures; Powder Metallurgy, Vol.43(1), pp.83-88, 2000.
3. Dieter G.E., Mechanical Metallurgy, McGraw-Hill, p.58, 1961.
4. Gustafson T. W. et al; Influence of microstructural scale on plastic behavior of metal
matrix composites; Acta Metallurgica, Vol. 45, Nº 4, pp.1663-1643, 1997.
5. Pandey A.B. et al; Creep behaviour of an Al-Silicon Carbide Particulate Composite,
Scripta Metallurgica, Vol 24, pp. 1565-1570, 1990.
6. Jansen A. M. and Dunand D.C.; Creep of metals containing high volume fractions of
unshearable dispersoids- II, Acta Metallurgica, Vol. 45, Nº 11, pp. 4583-4592,1997.
7. Li Y. and Langdon T.G.; A simple procedure for estimating thershold stresses in the
creep of MMC, Scripta Metallurgica, Vol. 36, Nº 12, 1457-1460, 1997.
8. Farghalli A. M. and Langdon T.G., Deformation Mechanism Maps based on grain size,
Metallurgical Transactions, Vol. 5, pp 2339-2344, 1974.
9. Farghalli A. M.; Park K. and Lavernia E. J.; Creep behavior of discontinuous SiC-Al
composites, Meterials Science and Engineering, Vol A150, pp. 21-35 , 1994.
10. Cadek J. and Sustek; Steady State Creep Behaviour of Silicon Carbide reinforced
Aluminium Composites, Scripta Metallurgica, Vol 30, pp. 277-282, 1994.
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