New Method of Detection of Hydrogen - Revista Matéria

Revista Matéria, v. 9, n. 2, pp. 100 – 104, 2004
http://www.materia.coppe.ufrj.br/sarra/artigos/artigo10344
ISSN 1517-7076
Activación Térmica en Monocristales 18R Cu-Zn-Al
A.Cuniberti
Instituto de Física de Materiales Tandil - IFIMAT, Facultad de Ciencias Exactas, Universidad Nacional del
Centro de la Provincia de Buenos Aires. Pinto 399. (7000) Tandil. Tel. (2293) 442821.
Consejo Nacional de Investigaciones Científicas y Técnicas, Argentina
e-mail: [email protected]
RESUMEN
Monocristales 18R Cu-Zn-Al fueron deformados por compresión a distintas velocidades de
deformación y temperaturas. Se reportan primeros resultados experimentales de la sensibilidad a la velocidad
como función de la velocidad de deformación, los mismos se analizan en función de los reportados para
diversas aleaciones y de los modelos propuestos.
Palabras claves: Monocristales 18R Cu-Zn-Al, deformación plástica, sensibilidad a la velocidad de
deformación, activación térmica.
Themal Activation in 18R Cu-Zn-Al Single Crystals
ABSTRACT
18R Cu-Zn-Al single crystals were deformed by compression at different strain rates and
temperatures. Preliminary experimental results on the strain rate sensitivity as a function of the strain rate are
reported, and compared with that observed for several alloys and proposed models.
Keywords: 18R Cu-Zn-Al single crystals, plastic deformation, strain rate sensitivity, thermal activation.
1
INTRODUCCIÓN
La fase martensítica 18R Cu-Zn-Al tiene estructura tipo fct y orden de largo alcance heredado del
L21 de la fase β matriz. Monocristales 18R (M18R) sometidos a compresión presentan un único sistema de
deslizamiento operativo, (001)[010] (coordenadas ortorrómbicas), equivalente al (111)[110] de aleaciones
con orden de largo alcance L12, L10, tipo fcc. Deformados a temperaturas mayores que temperatura
ambiente, presentan un comportamiento plástico “anómalo”: la tensión resuelta de fluencia crece con el
incremento de la temperatura, las curvas tensión-deformación presentan serraciones en la tensión, y la
sensibilidad a la velocidad de deformación decrece hasta alcanzar valores negativos. La deformación se
produce por deslizamiento de superdislocaciones sobre plano basal (001), disociadas en cuartetos, pares de
superparciales unidas por borde de antifase (APB) y cada una a su vez disociada en parciales de Shockley
unidas por falla de apilamiento compleja. Esta configuración es la observada en todo el rango de
temperaturas de deformación [1, 2]. Este comportamiento anómalo se observa también en otras estructuras
ordenadas como Ni3Al o TiAl, así como en soluciones sólidas [3]. Los modelos planteados para
intermetálicos basados en el cambio en la configuración de las dislocaciones con el incremento de la
temperatura no son aplicables a M18R. Se planteó en cambio un modelo de frenado por reordenamiento
atómico termalmente activado en superdislocaciones que permite explicar en buena medida el
comportamiento plástico anómalo [1]. En un proceso difusivo como el planteado la dependencia temporal
debiera manifestarse a través de la velocidad de deformación, a menor velocidad impuesta mayor grado de
reordenamiento atómico local es posible. En este trabajo se reportan primeros resultados experimentales y se
analiza la influencia de la velocidad de deformación (VD) y de la temperatura (T) sobre la sensibilidad a la
velocidad de deformación
S = 1 ∂ ln τ
T
∂ ln γ&
Autor Responsável: A. Cuniberti
(1)
T
CUNIBERTI, A., Revista Matéria, v. 9, n. 2, pp. 100 – 104, 2004.
Los resultados se analizan en comparación con los obtenidos para otras aleaciones, y se discute la
aplicabilidad de distintos modelos propuestos.
2
ARREGLO EXPERIMENTAL
Los monocristales fueron obtenidos por método de Bridgman a partir de la aleación Cu-12.167%at
Zn-17.917%at Al (pureza 5N). La orientación de los monocristales se determinó por difracción de rayos X.
Se prepararon por electroerosión probetas cilíndricas para compresión, l≈11mm y d≈4mm, los monocristales
martensíticos 18R se obtuvieron por compresión y se sometieron a un tratamiento de estabilización con el
objeto de aumentar el rango de temperaturas de estabilidad de la fase martensítica. Los ensayos de
deformación por compresión se realizaron en una máquina universal de ensayos Shimadzu Autograph DSS10T-S. Se midió S mediante cambios de VD a lo largo de la curva tensión-deformación hasta una
deformación máxima no superior al 10%. Deformaciones mayores pueden afectar el paralelismo entre las
caras de las probetas cilíndricas y distorsionar las medidas. Las VD aplicadas fueron entre ε& = 8.3 10-5 y 8.3
10-3 con cambios en un factor 10 y 100 de incremento y decremento en cada caso. Las curvas F-Δl (Fuerza
aplicada-Cambio de longitud) se registraron mediante un graficador y una plaqueta adquisidora de datos
Keithley DAS8 PGA, con una apreciación ΔF=±0.1N. La temperatura se midió mediante una termocupla tipo
K en contacto con la probeta. Se utilizaron probetas con orientación alrededor del [123] de β.
3
RESULTADOS Y DISCUSIÓN
En la Figura 1 se presenta el resultado del cambio en la VD en las curvas F-Δl. Luego de un
transitorio, producto de que el cambio de VD no es estrictamente instantáneo por limitaciones mecánicas del
equipo, un estado de equilibrio es alcanzado rápidamente a cada VD; ΔF fue medido entonces por
extrapolación de las tangentes a la curva según se indica en la Figura 1. En presencia de serraciones, la
amplitud de las mismas es pequeña y la F se determinó tendiendo una línea media entre picos. Se determinó
que el valor de S es independiente, dentro del error experimental, de la dirección del cambio en VD, en todo
el rango de T y de VD. No se observó una dependencia de ΔF con la orientación de los monocristales para las
orientaciones estudiadas
Figura 1: Curvas fuerza-cambio de longirud con cambios de velocidad entre 8 10-5 y 8 10-4.
En la Figura 2 se presenta el decrecimiento de S con el incremento de la temperatura. Cada punto es
el promedio de al menos cuatro determinaciones. Se encuentra además que el valor de S presenta diferencias
dependiendo de la VD y aún de la magnitud del cambio en VD.
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Figura 2: S vs T para distintos cambios de VD (indicados en s-1).
Si bien no existe información experimental abundante, la dependencia de S con la VD ha sido
determinada en distintos materiales, aleciones con LRO, superaleaciones, soluciones sólidas, metales puros
[4-10 por ejemplo], y el análisis de los procesos asociados es aún materia de discusión, principalmente en
intermetálicos. En las Figuras 3 y 4 se presentan resultados S-log γ& ( γ& : VD resuelta menor) para muy
distintos materiales y derivados de la Figura 2 para M18R. Si bien se cuenta aún con pocas determinaciones
experimentales en M18R, es de interés señalar la tendencia a un cambio de pendiente S-log γ& con el
incremento de la T, con valor negativo para la máxima T, 403K.
El decrecimiento en la movilidad de las dislocaciones debido a un proceso difusivo de
reordenamiento atómico en las superdislocaciones disociadas, permite explicar razonablemente el
comportamiento plástico de M18R [1]. Partiendo de una relación (τ, γ& , T) similar a la de soluciones sólidas
[6, 11], se obtuvo un buen ajuste para describir el incremento de τ con T entre 294K y 500K, y el
decrecimiento de S con T, mediante una expresión:
S=
k
τV
−
Ap γ& − p [exp (− Q kT )]p
(2)
τTV
siendo A una constante, Q energía de activación de reordenamiento atómico, V el volumen de activación sin
difusión, y p un exponente que caracteriza al proceso difusivo. Esta relación conduce además a un
incremento de S con el incremento de γ& para T cte. en el rango de T donde los procesos difusivos son
apreciables, T>294K en M18R. Sin embargo los resultados sugieren un decrecimiento de S con γ& para 403K,
Figura 2.
5
4
Este trabajo
Cu-7.5% at Mn
Al (99.999%)
207K
3
S (10
-5
-1
K )
296K
2
1
273K
294K
0
370K
-1
-2
403K
-4
10
-3
10
-2
10
log ( γ (s –1))
&
Figura 3: S vs VD resuelta base. CuMn de [8] con γ& 2 γ& 1 =2. Al de [9] con γ& 2 γ& 1 =10 (S en 10-4 K).
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TiAl (K)
673
843
973
MoSi2 (K)
30
Δσ/Δlog(Mpa)
25
20
873
1263
1473
15
10
5
0
1E-7
1E-6
1E-5
1E-4
1E-3
log (ε(s-1))
Figura 4: Sensibilidad a la velocidad de deformación vs VD para policristales TiAl y monocristales MoSi2
(relajación de tensiones) [4].
En Cu-Mn, así como en otras soluciones sólidas, el comportamiento plástico es atribuido a un
proceso difusivo (dynamic strain aging DSA), un incremento en la concentración de átomos de soluto
alrededor de las dislocaciones que disminuye la movilidad de las mismas. A mayor VD, el tiempo de difusión
es menor produciendo menor fuerza de anclado de las dislocaciones. Este es descrito mediante una
dependencia de S con la VD y la T del tipo
− γ&
−p
[exp(− Q / kT )]p
(3)
donde Q es la energía de activación para la difusión de soluto en el campo de tensiones de las dislocaciones
[8], similar al planteado para M18R. Esta dependencia de S con γ& y T permite un buen ajuste a los datos
experimentales en CuMn en el rango de tempraturas donde se manifiesta el proceso de DSA [8], que
presentan un decrecimiento de S con T alcanzando valores negativos de S, y un incremento de S con el
incremento de γ& . En la Figura 3 se presenta la relación S- γ& para 294K.
En Al sometido a laminado en frío previo, el decrecimiento de S con el incremento de γ& ha sido
determinado entre 273K y 473K [9]. Este comportamiento es atribuido a la recuperación dinámica de
dislocaciones, y se presenta a modo de ejemplo de un proceso bien diferente que tambien se manifiesta a
través de ∂S/∂ γ& < 0.
En TiAl y MoSi2, aleaciones con orden de largo alcance, la pendiente negativa S- γ& es observada en
el rango de temperaturas de endurecimiento anómalo, τ constante entre RT y 973K para TiAl, y un pico en τ
entre 1223K y 1273K para MoSi2 [4], Figura 4. El arreglo atómico o la concentración de defectos puntuales
en el núcleo de las dislocaciones en intermetálicos puede diferir del de la red, conduciendo a un estado de
menor energía de las dislocaciones. Durante el movimiento, este estado puede mantenerse vía procesos
difusivos que inducen un aumento en la fuerza de fricción, similar al que ocurre en procesos de formación de
atmósferas de defectos, atmósferas de Snoek o Cottrell [12]. Esta fuerza de fricción crece con el incremento
de la velocidad de las dislocaciones alcanzando un máximo y conduciendo a un decrecimiento de S con el
incremento de γ& en el rango de tensión de fluencia anómala [4]. Este mecanismo podría ser operativo en
martensita 18R, siendo que una relajación de APB ha sido observada a 473K respecto de RT [2],
correspondiéndose con un estado de energía elástica menor de las superdislocaciones. Es importante señalar
que estos procesos difusivos en dislocaciones son de corto alcance y por lo tanto pueden ocurrir a energías de
activación menores que las del volumen [13].
El endurecimiento por una disminución en la energía de superdislocaciones mediante difusión, ya
sea un aumento en la separación de dislocaciones parciales o por relajación del núcleo de las dislocaciones,
ha sido propuesto para distintas estructuras ordenadas, como M18R CuZnAl o L12 Ni3Al [14]. En el caso de
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esta última existen pocos datos acerca de la dependencia de S con la VD, sin embargo los resultados
reportados para Ni3Ga [5] sugieren que S no depende fuertemente de la VD.
Sin duda se requiere mayor información experimental para establecer la operatividad de este u otros
procesos de endurecimiento en aleaciones ordenadas, y en M18R en particular se continúa con su estudio.
4
CONCLUSIONES
La variación de S con la VD brinda información valiosa para analizar los procesos de deformación
plástica en diferentes materiales. Los primeros resultados obtenidos para monocristales 18R Cu-Zn-Al
sugieren que mientras un proceso de DSA, similar al propuesto para soluciones sólidas, resulta apropiado
para describir la dependencia de τ y S con T, no permitiría explicar la dependencia de S con la VD.
Un proceso de aumento en la fuerza de fricción debido a la difusión necesaria para mover las
dislocaciones con diferencia en concentración de soluto o defectos en el núcleo respecto de la red, o
relajación de fallas entre superparciales, minimizando su energía, puede ser considerado. Se espera obtener
mayor información experimental a fin de evaluar los distintos mecanismos posibles.
5
AGRADECIMIENTOS
El presente trabajo se ha realizado con el apoyo financiero de la Secretaría de Ciencia y Tecnología
de la UNCentro, CICPBA, CONICET.
6
REFERENCIAS
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